as 4 20174 МЕЖДУНАРОДНОЕ СОТРУДНИЧЕСТВО Как отметил Б. Е. Патон, за годы существования совместного Китайско-украинского

РЕДАКЦ ОННАЯ КОЛЛЕГ Я

Главн й редактор Б. Е. Патон

Учен е им. Е. О. Патона С. . Кучук-Яценко (зам. гл. ред.),

В. Н. Липодаев (зам. гл. ред.), Ю. С. Борисов, Г. М. Григоренко, А. Т. Зельниченко, В. В. Кн ш,

. В. Кривцун, Ю. Н. Ланкин, Л. М. Лобанов, В. Д. Позняков,

. А. Рябцев, К. А. Ющенко

Учен е университетов Украин В. В. Дмитрик, НТУ «ХП », Харьков,

В. В. Квасницкий, НТУУ «КП им. горя Сикорского», Киев,

В. Д. Кузнецов, НТУУ «КП им. горя Сикорского», Киев

М. М. Студент, Физ.-механ. ин-т им. Г. В. Карпенко НАНУ, Львов

Зарубежн е учен е Н. П. Алешин

МГТУ им. Н. . Баумана, Москва, РФ Гуань Цяо

н-т авиационн х технологий, Пекин, Китай А. С. Зубченко

ОКБ «Гидропресс», Подольск, РФ М. Зиниград

Ун-т Ари ля, зраиль В. . Л сак

Волгоградский гос. техн. ун-т, РФ У. Райсген

н-т сварки и соединений, Аахен, Германия Я. Пилярчик

н-т сварки, Гливице, Польша Г. А. Туричин

С.-Петербургский гос. политехн. ун-т, РФ

Редактор Т. В. Юштина (отв. секр.), К. Г. Григоренко,

Н. А. Притула лектронная верстка

. Р. Наумова, Д. . Середа, А. . Сулима

Адрес редакции С им. Е. О. Патона НАНУ

03680, Украина, Киев-150, ул. Казимира Малевича, 11

Тел.: (38044) 200 6302, 200 8277 Факс: (38044) 200 5484, 200 8277

E-mail: [email protected]а www.patonpublishinghouse.com

Учредители Национальная академия наук Украин ,

С им. Е. О. Патона НАНУ, МА «Сварка» (издатель)

Свидетельство о государственной регистрации КВ 4788 от 09.01.2001

ISSN 0005-111

Журнал входит в перечень утвержденн х Министерством образования и науки

Украин изданий для публикации трудов соискателей учен х степеней

За содержание рекламн х материалов редакция журнала ответственности не несет

Цена договорная

здается ежемесячно

© НАН Украин , С им. Е. О. Патона НАНУ, МА «Сварка», 2017

4 (763)Апрель 2017

здается с 1948 года

нститут лектросварки им. Е. О. Патона Национальной академии наук УкраинМеждународн й научно-технический и производственн й журнал

СОДЕРЖАН ЕУкраинско-китайское научно-техническое сотрудничество .............. 3

НАУ НО-ТЕХН ЕСК РАЗДЕЛучук енко . . а мов . . За а арчук В. . Влияние

структур металла труб на механические свойства сварн х соединений, в полненн х контактной сваркой оплавлением ......... 5

енко . . а . В. ек ов . . око енко В. . ерн к . . Влияние переменного магнитного поля на магнитн е

свойства, структуру и напряженное состояние сварн х соеди- нений корпусной стали ....................................................................... 11

н В. В. о ове . . ир н В. . ркова . . Оса чук . . Применение в сокочастотной проковки для пов шения ксплуатационн х характеристик ст ков х сварн х соединений

в условиях атмос ер умеренного климата ................................... 15Пок ки . . отрунич . . очков . . Физико-механи- ческие свойства ст ков х соединений тонколистового алюми- ниевого сплава Д16, полученн х сваркой трением с переме- шиванием ........................................................................................... 21

орисов . . орисова . . ста ов Е. . имба иста . В. ур аченко . . Васи ковска . . и и . . Дето-

национн е покр тия из порошков интерметаллидов систе- м e l, полученн х методом механохимического синтеза ........ 25

ПРО ЗВОДСТВЕНН РАЗДЕЛоржик В. . Па ин . . и о у О. . рин к . . абич . . аскин В. . Сравнительная оценка способов дуговой и гибрид-

ной плазменно-дуговой сварки плавящимся лектродом алюми- ниевого сплава 1561 .......................................................................... 32

естеренков В. . равчук . . р ан е ски . . Орса . В. Формирование сварн х соединений магниев х сплавов при импульсной многопроходной лектронно-лучевой сварке ................................................................................................. 38

а ченко . В. Петру ине . В. е орчук В. Е. Влияние температур нагрева в вакууме на поведение оксидной пленки на поверхности интерметаллидного сплава - i l ............. 43

ту ни ки . . ту ент . . По мурски В. . мус . . Разработка лектродугов х покр тий для восстановления штоков гидроцилиндров горнодоб вающего оборудования с использова- нием порошков х проволок .............................................................. 48

е ин В. . аскин В. . ерна ки . В. иора . В. Лазерная сварка тонкостенн х ильтрующих лементов из ста- ли 08Х18Н10Т .................................................................................... 54

КРАТК Е СООБ ЕНДиссертация на соискание ученой степени ..................................... 59

ХРОН КАТоржественное собрание в честь 100-летия со дня рождения В. Е. Патона ........................................................................................ 60Готовим специалистов сварочного направления ............................ 61Памяти . . Заруб ......................................................................... 63

РЕДАКЦІЙНА КОЛЕГІЯ

Головний редактор Б. Є. Патон

Вчені ІЕЗ ім. Є. О. Патона С. І. Кучук-Яценко (заст. гол. ред.),

В. М. Ліподаєв (заст. гол. ред.), Ю. С. Борисов, Г. М. Григоренко,

О. Т. Зельніченко, В. В. Книш, І. В. Крівцун, Ю. М. Ланкін,

Л. М. Лобанов, В. Д. Позняков,

І. О. Рябцев, К. А. Ющенко

Вчені університетів України В. В. Дмитрик, НТУ «ХПІ», Харків,

В. В. Квасницький, НТУУ «КПІ ім. Ігоря Сікорського», Київ,

В. Д. Кузнєцов, НТУУ «КПІ ім. Ігоря Сікорського», Київ

М. М. Студент, Фіз.-механ. ін-тім. Г. В. Карпенка НАНУ, Львів

Зарубіжні вчені М. П. Альошин

МДТУ ім. М. Е. Баумана, Москва, РФ Гуань Цяо

Ін-т авіаційних технологій, Пекін, КитайО. С. Зубченко

ДКБ «Гідропрес», Подільськ, РФ М. Зініград

Ун-т Аріеля, Ізраїль В. І. Лисак

Волгоградський держ. техн. ун-т, РФ У. Райсген

Ін-т зварювання і з’єднань, Аахен, Німеччина

Я. Пілярчик Ін-т зварювання, Глівіце, Польща

Г. А. Туричин С.-Петербургський держ. політехн. ун-т, РФ

Редактори Т. В. Юштіна (від. секр.), К. Г. Григоренко,

Н. А. ПритулаЕлектронне верстання

І. Р. Наумова, Д. І. Середа, А. І. Сулима

Адреса редакції ІЕЗ ім. Є. О. Патона НАНУ 03680, Україна, Київ-150,

вул. Казимира Малевича, 11 Тел.: (38044) 200 6302, 200 8277 Факс: (38044) 200 5484, 200 8277

E-mail: [email protected]а www.patonpublishinghouse.com

Засновники Національна академія наук України,

ІЕЗ ім. Є. О. Патона НАНУ, МА «Зварювання» (видавець)

Свідоцтво про державну реєстрацію КВ 4788 від 09.01.2001

ISSN 0005-111x

Журнал входить в перелік затверджених Міністерством освіти і науки України

видань для публікації праць здобувачів вчених ступенів

За зміст рекламних матеріалів редакція журналу відповідальності не несе

Ціна договірнаВидається щомісячно

© НАН України, ІЕЗ ім. Є. О. Патона НАНУ, МА «Зварювання», 2017

4 (763)Квітень 2017

Видається з 1948 року

Інститут електрозварювання ім. Є. О. Патона Національної академії наук УкраїниМіжнародний науково-технічний та виробничий журнал

ЗМІСТУкраїнсько-китайське науково-технічне співробітництво ................... 3

НАУКОВО-ТЕХНІ Н РОЗДІЛучук енко . І. а имов . І. За а арчук В. . Вплив структури

металу труб на механічні властивості зварних з’єднань, виконаних контактним зварюванням оплавленням .............................................. 5

енко . . а О. В. ек ов І. . око енко В. І. ерн к . О. Вплив змінного магнітного поля на магнітні

властивості, структуру і напружений стан зварних з’єднань корпусної сталі .....................................................................................11

ни В. В. о ове . О. ир н В. І. иркова . І. Оса чук . О. Застосування високочастотної проковки для підвищення експлу- атаційних характеристик стикових зварних з’єднань в умовах атмос ери помірного клімату ............................................................ 15Пок ки . . отруніч . І. очков І. . Фізико-механічні властивості стикових з’єднань тонколистового алюмінієвого сплаву Д16, отриманих зварюванням тертям з перемішуванням ... 21

орисов . . орисова . . ста ов Є. . имба іста . В. ур аченко О. . Васи ківс ка . . і і . І. Детонаційні

покриття з порошків интерметалідів системи e l, отриманих методом механохімічного синтезу ..................................................... 25

В РОБН РОЗДІЛоржик В. . Па ин . О. і о у О. . рин к . . . абич О. аскін В. . Порівняльна оцінка способів дугового

і гібридного плазмово-дугового зварювання плавким електродом алюмінієвого сплаву 1561 .................................................................. 32

естеренков В. . равчук . . р ан е с ки . О. Орса . В. Формування зварних з’єднань магнієвих сплавів при імпульсному багатопрохідному електронно-променево- му зварюванні ..................................................................................... 38

а ченко . В. Петру ине . В. е орчук В. Є. Вплив температури нагрівання у вакуумі на поведінку оксидної плівки на поверхні інтерметалідного сплаву - i l ...................................... 43

ту ни ки . . ту ент . . По мурс ки В. І. имус . . Розробка електродугових покриттів для відновлення штоків гідроциліндрів гірничодобувного обладнання із застосуванням порошкових дротів .............................................................................. 48

е ін В. . аскін В. . ерна ки . В. іора О. В. Лазер- не зварювання тонкостінних ільтруючих елементів зі сталі 08Х18Н10Т ........................................................................................... 54

КОРОТКІ ПОВІДОМЛЕННДисертація на здобуття вченого ступеню ........................................ 59

ХРОНІКАУрочисті збори на честь 100-річчя від дня народження В. Є. Патона ........................................................................................ 60Готуємо спеціалістів зварювального напряму .................................. 61Пам’яті І. І. Заруби .............................................................................. 63

33

МЕЖДУНАРОДНОЕ СОТРУДНИЧЕСТВО

УКРАИНСКО-КИТАЙСКОЕ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ СОТРУДНИЧЕСТВО

В начале января этого года исполнилось 25 лет со дня установления дипломатических отношений между Украиной и Китайской Народной Республикой. Одним из приоритет-ных направлений двусторонних отношений является сотрудничество в области науки и техники. Пример этому — давние и плодотворные связи украинских сварщиков с китай-скими коллегами.

«За 25 лет, прошедшие со дня установления дипломатических отношений между Украиной и Ки-тайской Народной Республикой, были достигнуты значительные результаты в области научного и науч-но-технического сотрудничества между нашими странами, а сотрудничество в области электросварки и материаловедения вообще можно рассматривать как яркий пример взаимовыгодной двусторонней научной кооперации», — отметил президент Национальной академии наук Украины академик Борис Евгеньевич Патон во время визита первого секретаря Посольства КНР в Украине господина Чжан Вэя в Институт электросварки им. Е. О. Патона НАН Украины. Репортаж об этой встрече и интервью с ди-ректором Института академиком Б. Е. Патоном были опубликованы в одной из центральных китайских газет «Жэньминь жибао».

Сотрудничество Украины с Китаем в сфере электросварочных технологий имеет давнюю историю (например, в Харбине уже почти полвека действует «патоновская» установка для электрошлаковой сварки), но с подписанием в 2011 г. межправительственного соглашения и создания Комиссии по со-трудничеству между Правительством Украины и Правительством Китайской Народной Республики спектр направлений сотрудничества в значительной мере был расширен. В том же 2011 г. по инициати-ве Национальной академии наук Украины, Министерства науки и технологий КНР и Государственного управления по делам иностранных специалистов КНР в провинции Гуандун был официально открыт Китайско-украинский институт сварки им. Е. О. Патона.

Во время встречи в ИЭС 16 февраля 2017 г. (слева направо: академик Б. Е. Патон, г-н Чжан Вэй, д-р техн. наук В. Н. Коржик)

44

МЕЖДУНАРОДНОЕ СОТРУДНИЧЕСТВО

Как отметил Б. Е. Патон, за годы существования совместного Китайско-украинского института сварки им. Е. О. Патона, созданного на основе научно-технической платформы — новой инновацион-ной формы международного взаимодействия в сфере высоких технологий, обе страны получили уни-кальный и очень полезный опыт. Достигнутые за пять лет результаты он назвал достаточно успешными и «соответствующими не только интересам провинции Гуандун и Национальной академии наук Укра-ины, но и Китая, и Украины в целом».

Реализация этого китайско-украинского проекта эффективно соединила технологические возможно-сти Украины с рыночным спросом китайской стороны, а также активно способствовала воплощению в жизнь стремлений Китая к технологическим прорывам во многих ключевых отраслях экономики. В Китайско-украинском институте сварки им. Е. О. Патона не только удалось сконцентрировать самые прогрессивные знания и оборудование в области электросварки и материаловедения, но и сосредото-чить усилия на создании инноваций в интересах нескольких различных отраслей. Это технологии и оборудование для контактной сварки трубопроводов и арматуры, которые открывают новые возмож-ности в строительстве железобетонных мостов, путепроводов и автомагистралей. Это также способы соединения алюминиевых сплавов, используемых при строительстве судов специального назначения, в авиации и космонавтике. Кроме того, это технологии восстановления деталей с применением ско-ростного плазменного напыления для текстильной промышленности, полиграфии и др. Весомые ре-зультаты были достигнуты и при выполнении крупных научных проектов в сфере океанографическо-го инжиниринга, а также при изготовлении оборудования для атомных электростанций и применения сварочных технологий в медицине. Вследствие эффективного сотрудничества сварочные технологии, используемые в Китае, в значительной мере были улучшены и оптимизированы до передового между-народного уровня.

Содиректор Китайско-украинского института сварки им. Е. О. Патона с украинской стороны доктор технических наук Владимир Коржик, который работает в этом проекте с самого начала, сообщил, что в Институте за эти годы выполнялось более 30 научно-исследовательских программ государственного и регионального уровня, услуги по распространению и технической поддержке технологий были предо-ставлены более 100 предприятиям. По результатам проведенных работ опубликовано более 300 науч-ных статей и монографий, получено 56 патентов.

В последнее время активно разворачивается сотрудничество с такими мощными китайскими про-мышленными концернами, как Китайская корпорация аэрокосмической науки и техники (China Aerospace Science and Technology Corporation — CASC), Корпорация авиационной промышленности Китая (Aviation Industry Corporation of China — AVIC), Китайская государственная судостроительная корпорация (China State Shipbuilding Corporation — CSSC), металлургическая компания Anshan Iron and Steel Group, корпора-ция Dongfang Electric Machinery.

Кроме того, на протяжении всех лет своей деятельности Китайско-украинский институт сварки им. Е. О. Патона много внимания уделял развитию фундаментальных научных исследований, всячески поддерживал академический обмен между нашими странами. Среди организованных Институтом на-учных мероприятий можно назвать семинар по сварочным технологиям в океанографической инжене-рии, семинар по ключевым технологиям полярного судостроения и др.

Деятельность Института была отмечена 15 наградами провинции Гуандун, премиями профильных ми-нистерств и ведомств. За значительный вклад в процесс модернизации Китая и развитие научно-техни-ческого сотрудничества между Китаем и Украиной в 2012 г. академик Б. Е. Патон, а в 2014 г. Владимир Коржик были удостоены высшей и самой авторитетной правительственной награды для иностранных специалистов — ордена Дружбы Китайской Народной Республики.

В завершение встречи академик Б. Е. Патон отметил, что украинские ученые высоко оценивают разработанную китайским правительством стратегию «Китайское производство – 2025». По его мне-нию, эта стратегия будет способствовать скорейшему превращению Китая в глобальное промышлен-но развитое государство, а развитие сварочных технологий как основы для производства специали-зированного оборудования получит новый мощный импульс для дальнейшего развития. В частности, он выразил надежду на углубление сотрудничества в области сварки живых тканей в интересах кли-нической медицины.

По материалам русскоязычной версии газеты «Жэньминь жибао»

НАУ НО-ТЕ Н ЕСК Й РАЗДЕЛ

5 - АВТОМАТ ЕСКАЯ СВАРКА, ,

УДК 621.791.762.5

Влияние стрУКтУры металла трУб на механичесКие сВойстВа сВарных соеДинений, Выполненных КонтаКтной сВарКой оплаВлением

С. И. КУЧУК-ЯЦЕНКО, Б. И. КАЗЫМОВ, В. Ф. ЗАГАДАРЧУКиЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

технология контактной сварки оплавлением занимает достаточное место в различных отраслях промышленности, в том числе при сварке труб различного назначения. при высоком качестве соедиинений в целом ряде случаев наблюда-ются выпады показателей свойств. В работе рассмотрены причины таких выпадов и их связь с исходной структурой металла труб. Установлено, что формирование участков со структурной неоднородностью в соединениях обусловлено структурой и объемом сегрегационных полос неметаллических включений в стали и не связано с технологическими параметрами сварки. при сварке современных трубных сталей, полученных контролируемой прокаткой, обеспечиваются требуемые механические свойства соединений. библиогр. 10, табл. 1, рис. 8.

К л ю ч е в ы е с л о в а : трубопроводы, контактная сварка оплавлением, качество соединений, неразрушающий кон-троль, стандарты, механические испытания, испытания на изгиб, расслоения, трещины, неметаллические включения, ликвационные полосы, структурная неоднородность, браковочные признаки

Контактная стыковая сварка оплавлением (Ксо) успешно используется в различных отраслях про-мышленности, в том числе при сварке труб раз-личного назначения. технологии и оборудование для этого способа сварки, разработанные в иЭс им. е. о. патона нан Украины, нашли широкое применение при строительстве различных трубо-проводов. процесс сварки полностью автомати-зирован. при этом контролируются параметры, что обеспечивает высокую стабильность качества соединений. Кроме этого, проводится неразруша-ющий контроль сварных соединений с исполь-зованием современных систем ультразвукового контроля (УЗК). при выполнении сварочных ра-бот периодически проводятся механические ис-пытания контрольных партий образцов, вырезан-ных из сваренных кольцевых стыков. испытания проводятся по методикам, утвержденным норма-тивными документами, предусмотренными ве-домственными и государственными стандартами. Ведомственные стандарты учитывают специфиче-ские условия работ при строительстве и обслужи-вании трубопроводных систем, государственные охватывают более широкие области применения технологий, сварочных материалов.

В последнее десятилетие проводится гармониза-ция ведомственных и государственных стандартов с международными стандартами. при строительстве сухопутных трубопроводов широко используется международный стандарт API 1104 [1].

В иЭс им. е. о. патона нан Украины нако-плен большой опыт использования технологий Ксо при строительстве сухопутных трубопрово-

дов, в частности, результаты всесторонних меха-нических испытаний соединений кольцевых швов из различных сталей, а также неразрушающего контроля (УЗК, рентген-контроля) и операцион-ного контроля параметров режима сварки [2].

изучение этих данных показывает, что соеди-нения труб, выполненные Ксо, отличаются высо-кими и стабильными показателями по сравнению с другими способами, применяющимися для свар-ки труб в полевых условиях, что подтверждается публикациями организаций, использующих тех-нологии и оборудование Ксо [3]. анализ имею-щихся данных показывает также, что при сварке некоторых партий труб отмечается несовпадение результатов механических испытаний и других видов контроля. при отсутствии каких-либо де-фектов по результатам неразрушающего и опе-рационного контроля при испытаниях отдельных образцов на изгиб, наблюдались выпады показате-лей ниже допустимых пределов, что приводило к необходимости повторных испытаний.

Целью проведенных исследований было опре-деление причин появления таких выпадов и влия-ние на них структуры и химического состава ста-ли труб.

Для исследований были взяты кольцевые соеди-нения труб диаметром 1420 мм из стали класса проч-ности х60 толщиной стенки 19 мм и стали класса прочности х70 толщиной стенки 16 мм. сварка вы-полнялась на машине К700 с использованием опти-мальных режимов, принятых для указанных толщин стенки труб в соответствии с Всн 006-89 [4]. Все-го было исследовано по 18 стыков труб из стали

© с. и. Кучук-яценко, б. и. Казымов, В. Ф. Загадарчук, 2017



каждого класса прочности. механические испы-тания сварных соединений образцов каждой ста-ли проводились в соответствии с международным стандартом API 1104 [1], а также межгосудар-ственным стандартом Гост 6996–66 [5].

В каждой партии половина образцов ис-пытывалась по стандарту API 1104, вторая — по Гост 6996–66. результаты механических испы-таний сварных соединений приведены в таблице. механические свойства металла труб имели сле-дующие показатели нормативного предела проч-ности: трубы класса прочностит х60 — 540 мпа,

трубы класса прочности х70 — 588 мпа. при-водим химический состав металла двух партий труб. сталь класса прочности х60, мас. %: 0,18 C; 0,42 Si, 1,50 Mn; 0,018 S; 0,014 P; 0,04 Ni; 0,02 Cr; 0,04 Cu. сталь класса прочности х70, мас. %: 0,07 C; 0,31 Si; 1,53 Mn; 0,004 S; 0,017 P; 0,27 Ni; 0,002 Cr.

металлографические исследования проводи-ли на световом микроскопе «неофот-32», анализы химического состава поверхности изломов соеди-нений — на оже-микрозонде JAMP 9500F фирмы «JEOL» (япония).

на рис. 1 приведены макрошлифы соединений сталей класса прочности х60 и х70. при одина-ковой ширине зоны термического влияния (ЗтВ) макроструктура соединений отличается, что обу-словлено структурой основного металла труб. В обеих партиях структура основного металла име-ет полосчатость. металл труб из сталей класса прочности х60 (рис. 2, а) имеет по сравнению с металлом труб класса прочности х70 более высо-кий балл полосчатости 5 согласно Гост 5640. по-лосчатость стали класса прочности х70 (рис. 2, б) соответствует баллу 2. более существенно стали отличаются содержанием неметаллических вклю-чений. В стали класса прочности х60 содержание неметаллических включений в полосах проката больше и оценивается баллом 4 по Гост 1778. Цепочки неметаллических включений формиру-ют непрерывные линии (рис. 2, в). В стали класса прочности х70 это отдельные мелкие включения

рис. 1. макроструктура кольцевых соединений труб из ста-лей класса прочности х60 (а) и х70 (б)

рис. 2. микроструктура (×100) основного металла труб из сталей класса прочности х60 (а) и х70 (б); в — цепочки неме-таллических включений в стали класса х60 (×500); г — отдельные мелкие неметаллические включения в стали класса х70 (×500)



не более 3-х баллов (рис. 2, г). по химическому составу включения в обеих сталях представляют собой сульфиды, оксиды и силикаты. согласно химическому составу металла (таблица) содержа-ние серы в стали труб класса х60 в 3 раза выше, чем в стали класса прочности х70. Это дает ос-нования полагать, что в сегрегационных полосах стали класса прочности х60 преобладают сульфи-ды марганца. структура металла по линии соеди-нения и примыкающих к ней участков крупнозер-нистая (рис. 3, а). образующаяся структура линии соединения представляет собой полиэдрический феррит. на участке крупного зерна микрострук-тура представляет собой пластинчатый феррит с упорядоченной второй фазой. размер первичных зерен аустенита достигает № 2 и № 3 по Гост 5639–82 для соединений труб класса прочности х60 (рис. 3, а) и № 3 и № 4 для соединений труб класса прочности х70 (рис. 3, б).

В металле труб класса прочности х70 отсут-ствуют строчечные неметаллические включения (рис. 2, г). Это можно объяснить более совершен-ной технологией производства таких сталей мето-дом контролируемой прокатки.

В таблице приведены результаты механиче-ских испытаний сварных соединений, выполнен-ных согласно требованию API 1104 и межгосу-дарственного стандарта Гост 6996–66. Главным отличием Гост 6996–66 от API 1104 является бо-лее жесткие испытания образцов сварных соеди-нений на изгиб. сравнение результатов испыта-ний показывает, что при испытаниях на растяжение предел прочности соединений труб находится на уровне, соответствующем показателям основного металла указанных сталей. результаты испытаний сварных соединений на изгиб всех партий образцов по методике API 1104 также соответствуют требо-ваниям этого стандарта. при испытаниях на изгиб партий образцов по методике Гост 6996–66 наблю-дались отдельные выпады показателей ниже до-пустимого уровня. Это обусловлено появлением трещиноподобных раскрытий (рис. 4, а) и рассло-ений наружных слоев образцов (рис. 4, б), подвер-гающихся растяжению при изгибе. В большинстве случаев трещина и последующее расслоение на-чиналось в местах выхода на поверхность ликва-

ционных полос и разрушение образца происходи-ло после уменьшения площади сечения образца, если его изгиб продолжался. Зарождение началь-ной трещины происходило на отдельных участ-ках растягиваемой поверхности в зависимости от ширины ликвационной полосы, выходящей на по-верхность образца после его обработки и снятия усиления сварного шва — грата.

Как видно из рис. 5, а [6], угол изгиба волокон и ликвационных прослоек имеет максимальное значение в центре шва и снижается по мере удале-

Механические свойства кольцевых стыков труб (количество стыков — 9)

способ оценки Класспрочности

пределпрочности, мпа

месторазрушения

испытания на изгибУгол загиба, град Качество шва

испытания по Гост 6996-66

х60 541...563555 по основному металлу и шву

>70 (7 стыков) норма<70 (2 стыка) брак

х70 599...619612 по основному металлу

>70 (8 стыков) норма<70 (1 стык) брак

испытания по API 1104

х60 547...569559 – “ – 180 норма

х70 589...611602 – “ – 180 – “ –

рис. 3. микроструктура металла соединения сталей класса прочности х60 (а, ×100) и х70 (б, ×200)

рис. 4. Дефекты соединений труб, выполненных Ксо: тре-щиноподобное раскрытие (а); расслоение наружного слоя (б)



ния волокон от центра к поверхности листа. при этом максимальная деформация сжатия нагретых приконтактных слоев металла наблюдается в цен-тре сварного шва, а по мере удаления от центра полосы претерпевают сжатие с изгибом, крайние слои испытывают растягивающие напряжения, воздействующие на ликвационные прослойки и снижающие их плотность. В большинстве слу-чаев надрывы и трещины в зоне растяжения по-верхностных слоев происходят в местах выхода ликвационных прослоек на поверхность сварных образцов на расстоянии 2...3 мм от центра шва (рис. 5, б). Это обусловлено увеличением толщи-ны сегрегаций в результате «раскрытия» ликваци-онного слоя при его деформации, а также пони-женными механическими свойствами участков с неметаллическими включениями.

Как показывают проведенные исследования, ани-зотропия механических свойств характерна для ос-новного металла труб из стали класса прочности х60 диаметром 1420 мм производства 1990-х годов.

при исследованиях на разрыв образцов, вырезан-ных вдоль проката и в направлении, перпендикуляр-ном поверхности проката, отношение σп.пр/σв в от-дельных случаях составляло К = σп.пр/σв = 0,8, где σв — прочность металла труб вдоль проката, σп. пр — прочность металла труб поперек проката. также имели место низкие показатели ударной вязкости KCV основного металла этих труб, испытанных по толщине стенки с надрезом, расположенным вдоль направления прокатки. при комнатной темпера-туре минимальные показатели KCV составляли 32,3 Дж/см2, а при температуре минус 20 °с снижа-лись до 14,5 Дж/см2.

В некоторых образцах сварных соединений при испытаниях на изгиб наблюдались трещи-ны небольшой протяженности по линии сварки (рис. 6). при этом угол изгиба образцов состав-лял 180° и состояние шва по наличию и допу-стимой величине трещин соответствовало тре-бованиям арI 1104. при этом такие образцы не отвечали требованию Гост 6996–66. при визу-альном осмотре таких образцов, после доведения их до полного разрушения за счет дополнитель-ного изгиба, на поверхности излома обнаружива-лись участки, где на фоне кристаллического изло-ма имелись участки, отличающиеся от остальной поверхности излома неразвитым рельефом и тем-ной окраской (рис. 7). такие дефекты в практике контактной сварки получили определение «ма-товые пятна» (мп) [7]. степень влияния мп на показания испытаний на изгиб определяется их площадью и местом расположения на плоскости соединения. если мп расположено на участке, подвергающемуся растяжению, то показатели ис-пытаний могут снижаться даже при небольшой площади мп (16…20 мм2). при испытаниях на растяжение наличие мп площадью 30...50 мм2 не влияет на результаты испытаний. при исследова-нии микроструктуры мп на сканирующем элек-тронном микроскопе установлено, что она носит ямочный характер (рис. 8). В ямках наблюдаются многочисленные мелкие неметаллические вклю-чения. по своему составу эти включения не отли-чаются от неметаллических включений на основе мn, Si, S и Fe, входящих в состав стали труб клас-са прочности х60. Эти данные позволяют сделать вывод о том, что на формирование мп оказыва-ют влияние неметаллические включения, содер-жащиеся в основном металле труб. рассматривая различные возможности попадания их в сварное соединение из ликвационных полос, можно пред-положить, что участок ликвационной полосы при ее деформации может располагаться по плоскости соединения. Это предположение допустимо, если считать, что угол изгиба ликвационных полос при деформации близок к 90°. подобное формирова-

рис. 6. Внешний вид образца с трещиной по линии сварки

рис. 5. схема сварного соединения (а) и место выхода ликва-ционной полосы на поверхность стенки трубы (б): 1 — линия соединения; 2 — полосы проката; αн — угол изгиба полос проката у поверхности; αв — угол изгиба полос проката в се-редине соединения



ние структуры в процессе деформации проката рассматривалось в работе [8] применительно к сварке труб трением. было показано, что сниже-ние пластических свойств обусловлено ориента-цией ликвационных полос параллельно плоскости сварки. Как видно из схемы сварного соединения (рис. 5, а), выполненного Ксо, угол изгиба даже в центре шва не превышает 30°. поэтому в сое-динение при деформации может выйти незначи-тельная часть «материала» ликвационной поло-сы и ее влияние на формирование шва не будет существенным.

более вероятным представляется формирование мп из расплава жидкого металла, постоянно обнов-ляющегося на торцах деталей при оплавлении [9]. В работе [10], выполненной в иЭс им. е. о. патона нан Украины, было показано, что полость в тор-цах, имитирующая неметаллические включения в металле и заполненная «материалом» ликвационной полосы – неметаллическими включениями, приво-дит на этом участке поверхности к образованию со-единения с дефектом типа мп.

аналогичное явление возможно, если ликваци-онная полоса имеет достаточно большой объем. ее «материал», взаимодействуя с расплавом, кото-рый формируется на торцах свариваемых деталей в процессе оплавления перед осадкой, обогащает его на отдельных участках и этим создает условия для образования мп.

при небольших размерах мп до 15 мм2 суще-ственного влияния на показания механических свойств сварных соединений при испытании на изгиб и растяжение не наблюдается. при большей площади мп показатели испытаний на изгиб сни-жаются. следует отметить, что мп крайне редко встречались при испытании соединений из стали класса прочности х70, а их размеры не превыша-ли 15 мм2. В сварных соединениях из стали класса прочности х60 вероятность появления мп значи-тельно больше, их площадь достигала 30 мм2. Это

подтверждает взаимосвязь появления мп с содер-жанием в стали неметаллических включений. В основном металле стали класса х60 наблюдают-ся наиболее крупные сегрегационные полосы, ко-торые содержат сульфиды мn, образующие хруп-кие прослойки в металле. содержание серы в этой стали почти в 3 раза превышает ее уровень в ста-ли класса прочности х70.

из сравнения показателей механических ис-пытаний образцов сварных соединений из сталей класса прочности х60 и х70 на изгиб по стан-дартам API 1104 и Гост 6996–66 видно, что все выпады ниже нормативных значений приходятся на испытания по Гост 6996–66 образцов из ста-ли класса прочности х60. Это обусловлено приня-той схемой вырезки образцов из сварного соедине-ния. при испытаниях по Гост 6996–66 растяжение при изгибе приходится на волокна, примыкающие к наружной или внутренней поверхности трубы, сте-пень их удлинения при одинаковом радиусе изгиба увеличивается с увеличением толщины образца. при испытаниях по методике API 1104 толщина изгибае-мого образца остается постоянной, а ширина пропор-циональна толщине стенки трубы. Все волокна, не-зависимо от изменения угла изгиба образца сварного соединения, подвергаются одинаковому растяжению. поэтому результаты испытаний по стандарту API1104 более объективно отражают пластические свойства ме-талла на разных участках как в плоскости соединения, так и сварного шва в целом. приведенные данные под-тверждают целесообразность применения стандарта API 1104 при оценке уровня механических свойств со-единений, выполненных Ксо независимо от толщины стенки труб.

при оценке качества соединений по результатам механических испытаний на изгиб необходимо при-нимать во внимание особенности структуры ста-ли свариваемых труб, наличие в основном металле большого количества сегрегационных включений, особенно сульфидов, которые могут вызывать появ-ление расслоений в образцах при испытаниях.

появление отдельных трещин и расслоений в образцах при испытании на изгиб и снижение по-

рис. 7. мп на поверхности излома

рис. 8. микроструктура поверхности излома соединения на участке мп



казателей ниже требуемого уровня не могут быть основанием для негативного заключения по всей контрольной партии. повторные испытания по-зволяют установить, является ли трещина (или расслоение) единичной на поверхности образца или она обнаруживается на образцах, вырезан-ных, на других участках соединения.

наличие отдельных трещин, как приведено в рассмотренном случае, не является браковочным признаком, даже если угол изгиба был ниже нор-мативных требований. появление трещин по всей ширине образца или на образце(ах) соседних с ним(и) свидетельствует о необходимости коррек-тировки режимов Ксо. при испытаниях на изгиб образцов из сварных стыков стальных труб класса прочности х60 и х70 толщиной более 10 мм на-личие в изломах мп площадью до 15 мм2 не сле-дует считать браковочным признаком и основани-ем для корректировки параметров режима сварки.

проведенные исследования позволяют сде-лать следующие обобщения: при Ксо труб в зоне сварного соединения формируются участ-ки со структурной неоднородностью, которые могут стать очагами развития расслоений и тре-щин при испытании образцов на изгиб; формиро-вание таких участков определяется структурой и объемом сегрегационных полос неметаллических включений в стали и не связано с технологически-ми параметрами сварки; при сварке современных трубных сталей класса прочности х70...х80, от-личающихся более высокими требовыаниями к чистоте, наличие участков структурной неодно-родности в сварных швах практически не влия-ет на результаты механических испытаний; при испытании больших партий образцов на изгиб в некоторых из них наблюдались трещиноподоб-ные раскрытия по центру шва, что было обуслов-лено образованием на этих участках структурной неоднородности, характеризуемой как «матовые пятна». Установлено, что их химический состав близок к составу неметаллических включений ликвационных полос основного металла. Веро-ятность появления «матовых пятен» выше при сварке сталей, отличающихся повышенным со-держанием неметаллических включений. если их площадь не превышает 15 мм2, они не влияют на результаты механических испытаний исследо-ванных партий образцов сталей класса прочно-сти х60 и х70; сравнение результатов испытаний сварных соединений Ксо труб из различных ста-лей показывает, что методика испытаний, пред-усмотренная стандартом API 1104, позволяет бо-лее объективно оценивать свойства соединений труб, отличающихся различным составом сталей и толщиной стенки.

Список литературы1. API Standart 1104. Welding of Pipelines and Related

Factilities ASME Boiler and Pressure Vessel, 19 ed., 1999.2. Кучук-яценко с. и. Контактная стыковая сварка оплав-

лением. – Киев: наукова думка, 1992. – 236 с.3. мазур и. и., серафин о. м., Карпенко м. п. Электро-

контактная сварка трубопроводов: пути совершенство-вания // строительство трубопроводов. – 1988. – № 4. – с. 8–11.

4. Всн 006-89 Ведомственные строительные нормы. стро-ительство магистральных и промысловых трубопрово-дов. сварка: 1989-07-01, миннефтегазстрой.

5. Гост 6996–66. сварные соединения. методы определе-ния механических свойств. – москва: изд-во стандартов.

6. пластичность соединений трубных сталей при контакт-ной стыковой сварке / с. и. Кучук-яценко и др. // авто-матическая сварка. – 1980. – № 2. – с. 1–8.

7. Кучук-яценко с. и., Швец Ю. В., Швец В. и. Влияние неметаллических включений в трубных сталях класса прочности х65...х80 на показатели ударной вязкости сварных соединений, выполненных контактной сты-ковой сваркой оплавленим // там же. – 2014. – № 12. – с. 5–10.

8. Dunkerton S. B. Toughness Properties of Friction Welds in Steels // Welding Research. Supplement to the Welding Journal. – 1986. – № 8. – 193-s.–202-s.

9. Дефекты соединений высокопрочных рельсов, выпол-ненных контактной стыковой сваркой оплавлением / с. и. Кучук-яценко и др. // автоматическая сварка. – 2013. – № 9. – с. 3–9.

10. образование матовых пятен в соединениях, выполнен-ных контактной стыковой сваркой / с. и. Кучук-яценко и др. // там же. – 1984. – № 11. – с. 23–26.

с. І. Кучук-яценко, б. І. Казимов, В. Ф. Загадарчук

ІеЗ ім. Є. о. патона нан України. 03680, м. Київ-150, вул. Казимира малевича, 11.

E-mail: [email protected]

ВплиВ стрУКтУри металУ трУб на механІчнІ ВластиВостІ ЗВарних З’ЄДнанЬ, ВиКонаних КонтаКтним ЗВарЮВанням оплаВленням

технологія контактного зварювання оплавленням займає достатнє місце в різних галузях промисловості, в тому чис-лі при зварюванні труб різного призначення. при високій якості з’єднань в цілому ряді випадків спостерігаються ви-пади показників властивостей. В роботі розглянуті причини таких випадів та їх зв’язок з первинною структурою металу труб. Встановлено, що формування ділянок із структурною неоднорідністю в з’єднаннях обумовлено структурою і обся-гом сегрегаційних смуг неметалевих включень в сталі та не пов’язане з технологічними параметрами зварювання. при зварюванні сучасних трубних сталей, отриманих контрольо-ваною прокаткою, забезпечуються необхідні механічні вла-стивості з’єднань. бібліогр. 10, табл. 1, рис. 8.

Ключові слова: трубопроводи, контактне зварювання оплав-ленням, якість з’єднань, неруйнівний контроль, стандарти, механічні випробування, випробування на вигин, розшару-вання, тріщини, неметалеві включення, лікваційні смуги, структурна неоднорідність, бракувальні ознаки

поступила в редакцию 23.02.2017



УДК 621.789

Влияние переменноГо маГнитноГо поля на маГнитные сВойстВа,

стрУКтУрУ и напряженное состояние сВарных соеДинений КорпУсной стали

К. А. ЮЩЕНКО1, А. В. МАЦ2, И. М. НЕКЛЮДОВ2, В. И. СОКОЛЕНКО2, Н. А. ЧЕРНЯК2

1иЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

2национальный научный центр «харьковский физико-технический институт». 61108, г. харьков, ул. академическая, 1. E-mail: [email protected]

ранее было установлено, что обработка сварных соединений реакторной корпусной стали 15х2нмФа переменным магнитным полем промышленной частоты существенно улучшает комплекс механических свойств в условиях одно-осного растяжения, что сопровождается снижением уровня термических напряжений в зоне сварного шва. Целью настоящей работы являлось изучение влияния магнитной обработки на магнитные характеристики, структуру, уровень и распределение остаточных напряжений в сварном соединении. об изменениях напряженно-деформированного со-стояния различных участков сварного соединения судили по данным рентгеноструктурных и электронно-микроско-пических исследований. показано, что в результате воздействия переменного магнитного поля происходит снижение уровня микронапряжений в переходном слое и выравнивание спектра этих напряжений по всей области термического влияния. отмечена корреляция изменений начальной магнитной восприимчивости и микронапряжений в переходном слое и формирование выраженной магнитной текстуры в центральной части шва. рассмотрены механизмы изменений магнитных свойств и структуры при магнитной обработке сварного соединения, связанные с активацией пластических микросдвигов и перераспределения дефектов. приведенный способ магнитной обработки можно рассматривать как магнитный отпуск, обеспечивающий повышение однородности напряженно-деформированного состояния сварных соединений, что способствует увеличению их устойчивости к зарождению и распространению трещин. библиогр. 10, табл. 1, рис. 3.

К л ю ч е в ы е с л о в а : сварное соединение, корпусная сталь, магнитная обработка, структура, внутренние напря-жения

при выполнении сварных соединений в элементах конструкций может возникать пространственно-не-однородное напряженное состояние с образовани-ем локальных зон концентрации напряжений. они предваряют начало пластической деформации при очень малых внешних нагрузках и в результате вы-зывают деградацию эксплуатационных характери-стик, особенно в условиях статического, цикличе-ского и ударного нагружений. известные способы снижения уровня остаточных напряжений и созда-ния более однородного их распределения с целью предупреждения возникновения микро- и макронес-плошностей предусматривают специальную термо-обработку, ультразвуковое, импульсное или вибра-ционное воздействие [1].

ранее было показано, что обработка сварных об-разцов стали 15х2нмФа в напряженно-деформи-рованном состоянии переменным магнитным полем существенно улучшает механические свойства в ус-ловиях одноосного растяжения, увеличивает удар-ную вязкость, снижает температуру вязко-хрупкого перехода и уровень напряжений I рода в зоне сварки и в области термического влияния [2]. Для сварного

соединения корпусной стали в результате магнитной обработки следует ожидать коррелированного изме-нения магнитных свойств, структуры и полей напря-жений в силу взаимосвязи магнитной и решеточной подсистем, что характерно для магнитоупорядочен-ных материалов [3].

В связи с этим целью настоящей работы яв-лялось изучение влияния эффективности маг-нитного воздействия на структуру, магнитные характеристики, уровень и распределение ми-кронапряжений в сварных соединениях стали 15х2нмФа.

Материалы и методики исследований. из мас-сивной заготовки корпусной стали 15х2нмФа была изготовлена пластина размером 12×50×150 мм3 с канавкой глубиной 8 мм и шириной 10 мм, в кото-рой методом аргонодуговой сварки с неплавящим-ся электродом был сформирован сварной шов. ско-рость сварки составляла 6 м/ч, количество проходов — 13. Края пластины зажимались в захватах для предотвращения формоизменения при остывании шва. В таблице приведен химический состав стали и присадочной проволоки.

© К. а. Ющенко, а. В. мац, и. м. неклюдов, В. и. соколенко, н. а. черняк, 2017



из сварного соединения электроискровой рез-кой изготавливались образцы, структурное состо-яние которых соответствовало различным участ-кам сварного соединения — от центральной части шва до металла на расстоянии около 18 мм от нее. схема «раскроя» сварного соединения представ-лена на рис. 1.

магнитную обработку образцов проводили пе-ременным магнитным полем частотой 50 Гц. об-разцы располагались вдоль направления магнит-ного поля и охлаждались проточной водой для исключения дополнительного разогрева токами Фуко. использованный режим воздействия маг-нитным полем соответствует режиму обработки деформированной корпусной стали, обеспечива-ющему эффект максимального изменения микро-твердости [4].

измерения магнитных характеристик осущест-вляли в замкнутой магнитной цепи по схеме пер-меаметра. по измеренным величинам начальной магнитной восприимчивости χ в образцах стро-илось ее распределение по сечению сварного со-единения. Значения микронапряжений σII и раз-меров D областей когерентного рассеяния (оКр) определялись по кривым отражений, снятых на дифрактометре Дрон-4.1. съемку дифракто-грамм эталонного (отожженное армко-железо) и

исследуемых образцов проводили в неизменных условиях по точкам. Для анализа выбирались от-ражения (110) и (220) в фильтрованном Kα-излу-чении железного анода. площадь облучаемого участка, находящегося в непосредственной близо-сти от переходного слоя сварного шва, не превы-шала 4 мм2. Для этих же областей были проведе-ны электронно-микроскопические исследования тонкой структуры на микроскопе ЭмВ-100бр.

Результаты исследований и их обсуждение. на рис. 2 представлено распределение нормиро-ванных величин χ/χmin начальной магнитной вос-приимчивости сварного соединения. Видно, что в исходном состоянии зависимость χ/χmin дости-гает минимального значения в зоне термическо-го влияния вблизи переходного слоя, при этом для материала вблизи центра сварного шва и на рас-стоянии около 5,5 мм от переходного слоя к краю пластины χ/χmin возрастает приблизительно в 2 раза. В результате магнитной обработки произо-шло существенное изменение характера распре-деления: так, вблизи границы сварной шов–сталь наблюдается увеличение χ/χmin примерно на 40 %, тогда как для областей, удаленных от переходно-го слоя, происходит снижение этой величины при-мерно на 50 % в центре шва.

рассмотрим возможные причины различно-го изменения начальной магнитной восприимчи-вости для различных участков сварного соедине-ния. В рамках существующих представлений [5] начальная магнитная восприимчивость определя-

Химический состав стали и присадочной проволоки, мас. %

материал с Si Mn S P Cr Cu Ni Mo V

15х2нмФа 0,13...0,18 0,17...0,37 0,3...0,6 0,012...0,013 <0,035 1,8...2,3 0,07 1,0...1,5 0,5...0,7 0,10...0,12

св-08Г2с(d = 1,2 мм) 0,09 0,89 1,89 0,023 0,024 0,032 0,052 0,028 - -

рис. 1. схема изготовления образцов из сварного соединения

рис. 2. распределение приведенных значений начальной маг-нитной восприимчивости и микронапряжений (□, ■) в свар-ном соединении: до магнитной обработки (1, □) и после магнитной обработки (2, ■). χmin, σmax — минимальное и мак-симальное значения восприимчивости и микронапряжений, пунктир — граница шва



ется обратимыми малыми смещениями доменных границ в области слабых магнитных полей и зави-сит от распределения внутренних напряжений, со-отношения концентрации различных магнитных фаз и ориентации намагниченности в кристал-ле. наблюдаемый рост χ/χmin примерно в 2 раза соответствует снижению в той же мере средней амплитуды внутренних напряжений σi в силу со-отношения χ ~ (σiλs)

–1, где λs — константа магни-тострикции [5].

результаты рентгеновских исследований от-носительных изменений периода решетки позво-ляют судить о средней величине упругих дефор-маций и, соответственно, микронапряжений, в микрообъемах, связанных с характером дислока-ционного наклепа. оказалось, что после магнит-ной обработки значения σII и D в шве на рассто-янии до 2 мм от переходного слоя снизились от 650 до 380 мпа и от 0,13 до 0,083 мкм соответ-ственно. на таком же расстоянии от переходного слоя в стали напряжения второго рода составля-ют 310 мпа, а размеры оКр превышают верх-нюю границу корректного определения D (около 2,5 мкм). магнитная обработка привела к дробле-нию блоков (D = 0,25 мкм) и падению напряже-ний до 200 мпа. таким образом, наблюдаемые в результате магнитной обработки изменения ми-кронапряжений в зоне термического влияния на качественном уровне соответствуют изменениям начальной магнитной восприимчивости.

В центре сварного соединения в кристалли-зовавшихся из расплава крупных зернах уровень внутренних напряжений будет существенно более низким и их изменение при магнитной обработ-

ке не может объяснить сильное уменьшение маг-нитной восприимчивости. В этом случае наиболее вероятно возникновение выраженной магнитной текстуры. на электронно-микроскопических изо-бражениях участков вблизи границы шва (рис. 3, а, б) тонкие протяженные контуры классифицируются как области упругих изгибных деформаций решет-ки термического происхождения. плотность таких образований в шве составляет 4·108 см–2, что сви-детельствует о высокой степени неоднородности напряженного состояния.

В результате магнитной обработки наблюдает-ся генерация дислокаций в местах пиковых упру-гих напряжений и рассыпание дислокационных стенок с формированием хаотического ансам-бля дислокаций, сходного со структурой отпуска (рис. 3, в, г). подобное явление отмечается и в ра-боте [6], где вследствие вибрационного воздей-ствия снизились микронапряжения и увеличилась плотность дислокаций в пришовной зоне сварной стальной конструкции.

остановимся на некоторых возможных механиз-мах изменения подвижности дислокаций и переме-щения точечных дефектов в ходе магнитной обра-ботки, вносящих взаимно дополняющие вклады в формирование полей напряжений. магнитоупругие напряжения внутри доменной границы стали близ-ки к значениям для железа σm ≈ 3 мпа, такому ус-ловию соответствует движение дислокации, не закрепленной атомами примеси, под действием упругих деформаций внутри доменной границы [7]. магнитостимулированный депиннинг (отрыв) участка дислокационной линии с атомов приме-си предшествует элементарному акту микропла-

рис. 3. микроструктура сварного соединения стали 15х2нмФа до магнитной обработки (а, б) и после (в, г): а — сталь; б — шов



стической деформации. Концентрация примесей в сварном шве (3...4 мас. %) исключает возмож-ность реализации контролирующего механизма деформации, связанного с преодолением дисло-кациями препятствий в виде примесных атомов или их скоплений. известно, что существует воз-можность возникновения двойных перегибов при приложении внешних знакопеременных напряже-ний с амплитудой ниже напряжения пайерлса [8]. естественно предположить, что микродеформа-ция материала будет контролироваться перемеще-нием геометрических перегибов на краевых ком-понентах дислокаций. Движение перегиба вдоль дислокации под действием магнитоупругих волн в сочетании с внутренними напряжениями будет вызывать поперечное перемещение дислокацион-ной линии.

оценка магнитного вклада в свободную энер-гию, с использованием экспериментальных дан-ных (B ≈ 0,1 T, H ≈ 40 ка/м), показала, что ее ве-личина близка к энергии магнитной анизотропии за счет устойчивого перемещения пар атомов вне-дрения и вакансий [9]. направленное упорядоче-ние точечных дефектов, по-видимому, является наиболее вероятным механизмом наведения маг-нитной анизотропнии [10], что, в основном, ответ-ственно за сильное изменение величины χ непо-средственно в зоне шва.

В процессе магнитной обработки в поведении дислокаций и точечных дефектов в зоне терми-ческого влияния проявляются эффекты взаимов-лияния и самосогласования. суперпозиция ди-намических механизмов обусловливает развитие релаксационных процессов, диссипацию запасен-ной внутренней энергии, что приводит к необра-тимой перестройке дислокационной структуры и установлению более однородного распределения напряжений.

Список литературы1. махненко В. и., Григорьянц а. Г., Казимиров а. а. – свар-

ка в ссср. т. 2: теоретические основы сварки, прочности и проектирования. – м.: наука, 1981. – с. 66–68.

2. Влияние магнитной обработки на механические характе-ристики и термические напряжения сварных соединений корпусной стали / и. м. неклюдов и др. // Физика и хи-мия обработки материалов. – 2011. – № 1. – с. 84–88.

3. мицек а. и., пушкарь В. н. реальные кристаллы с маг-нитным порядком. – Киев: наукова думка, 1978. – 295 с.

4. способ магнитной обработки изделий из магнитоупо-рядоченных металлических сплавов: пат. 94178; опубл. 11.04.2011.

5. Вонсовский с. В. магнетизм. – м.: наука, 1971. – 1032 с.6. релаксация остаточных напряжений металлов в поле

упругих колебаний / н. и. носкова и др. // проблемы прочности. – 1986. – № 9. – с. 67–72.

7. мишин Д. Д. магнитные материалы. – м.: Высшая шко-ла, 1981. – 385 с.

8. арсенольд р. Дж. микропластичность о.ц.к. металлов и твердых растворов. механизмы двойных переделов // ми-кропластичность. – м.: металлургия, 1972. – с. 76–101.

9. бернштейн м. л. термомагнитная обработка стали. – м: металлургия, 1968. – 95 с.

10. лесник а. Г. наведенная магнитная анизотропия. – Киев: наукова думка, 1976. – 162 с.

К. а. Ющенко1, о. В. мац2, І. м. неклюдов2, В. І. соколенко2, м. о. черняк2

1ІеЗ ім. Є. о. патона нан України. 03680, м. Київ-150, вул. Казимира малевича, 11.

E-mail: [email protected] 2національний науковий центр

«харківський фізико-технічний інститут». 61108, м. харків, вул. академічна, 1.


ВплиВ ЗмІнноГо маГнІтноГо поля на маГнІтнІ ВластиВостІ, стрУКтУрУ І напрУжений стан ЗВарних З’ЄДнанЬ

КорпУсноЇ сталІ

раніше було встановлено, що обробка зварних з’єднань ре-акторної корпусної сталі 15х2нмФа змінним магнітним полем промислової частоти істотно покращує комплекс меха-нічних властивостей в умовах одновісного розтягування, що супроводжується зниженням рівня термічної напруги в зоні зварного шва. метою роботи було вивчення впливу магніт-ної обробки на магнітні характеристики, структуру, рівень і розподіл залишкової напруги в зварному з’єднанні. Зміни напружено-деформованого стану різних ділянок зварного з’єднання визначали за даними рентгеноструктурних і елек-тронно-мікроскопічних досліджень. показано, що в результа-ті дії змінного магнітного поля відбувається зниження рівня мікронапруг в перехідному шарі та вирівнювання спектру цієї напруги по усій області термічного впливу. Відмічена кореляція змін початкової магнітної сприйнятливості і мікро-напруг в перехідному шарі і формування вираженої магнітної текстури в центральній частині шва. розглянуто механизми змін магнітних властивостей і структури при магнітній об-робці зварного з’єднання, пов’заних з активацією пластичних мікросдвигів и перерозподілу дефектів. приведений спосіб магнітної обробки можливо розглядати як магнітний відпуск, що забезпечує зростання однорідності напружено-деформо-ваного стану зварних з’єднань, що сприяє зростанню їх стій-кості до зародження та розповсюдження тріщин. бібліогр. 10, табл. 1, рис. 3.

Ключові слова: зварне з’єднання, корпусна сталь, магнітна обробка, структура, внутрішня напруга




УДК 620.193.23: 620.178.324

применение ВысоКочастотной проКоВКи Для поВыШения ЭКсплУатаЦионных хараКтеристиК

стыКоВых сВарных соеДинений В УслоВиях атмосФеры УмеренноГо Климата

В. В. КНЫШ, С. А. СОЛОВЕЙ, В. И. КИРЬЯН, Л. И. НЫРКОВА, С. А. ОСАДЧУКиЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

В работе представлены результаты исследований эффективности применения высокочастотной механической проковки (Вмп) для повышения характеристик сопротивления усталости стыковых сварных соединений металлоконструкций, эксплуатирующихся в условиях атмосферы умеренного климата. металлографическими исследованиями показано, что обработка технологией Вмп зоны сплавления стыкового сварного соединения стали 15хснД перед экспонированием в условиях повышенной влажности способствовала повышению коррозионной стойкости этой зоны: уменьшению глубины коррозионных язв и степени поражения металла ЗтВ от 100 % практически до 0. проведены испытания на усталость сварных соединений в исходном и упрочненном Вмп состояниях до и после экспонирования в условиях повышенной влажности и температуры. Установлено, что упрочнение технологией Вмп стыковых сварных соединений стали 15хснД перед экспонированием позволяет повысить предел ограниченной выносливости на базе 2·106 циклов на 39 % и увеличить циклическую долговечность до 9 раз. библиогр. 16, табл. 2, рис. 5.

К л ю ч е в ы е с л о в а : стыковое сварное соединение, усталость, высокочастотная механическая проковка, повы-шенная влажность

сварные металлоконструкции длительной эксплу-атации (мосты, мостовые переходы, магистраль-ные трубопроводы и т. п.) — дорогостоящие со-оружения, к которым предъявляются высокие требования безопасности. Как показывает ста-тистика, 70…80 % отказов сварных металлокон-струкций связано с повреждением сварных соеди-нений, несмотря на то, что их объем составляет около 1,0…1,5 % общего объема конструкции [1]. одним из наиболее распространенных видов раз-рушения сварных металлических конструкций, в том числе мостовых, является усталость. Клима-тические факторы внешней среды существенно снижают характеристики сопротивления устало-сти сварных соединений из-за вовлечения корро-зионной среды в процесс разрушения, вследствие чего образуются коррозионные повреждения (питтинги, каверны и т. п.), являющиеся геоме-трическими концентраторами напряжений. Для защиты от коррозионно-усталостного разруше-ния применяются различные методы, в том числе поверхностного пластического деформирования (ппД) металла [1–4].

среди методов ппД важное место занимает высокочастотная механическая проковка (Вмп), известная в зарубежной литературе как ультраз-вуковая ударная обработка [5–8]. Установлена вы-сокая эффективность применения данной техно-логии для повышения коррозионной стойкости и сопротивления усталости сварных соединений

при непосредственном испытании в коррозион-но-агрессивных растворах [9–12]. при проведе-нии таких испытаний время контакта образцов с коррозионной средой составляет от 10 до 200 ч. В последние годы появляются работы, посвящен-ные исследованию длительного влияния корро-зионных сред на состояние пластически дефор-мированного технологией Вмп слоя металла, а, соответственно, на изменение уровня наведенных остаточных напряжений сжатия и характеристик сопротивления усталости [13–15].

Учитывая климатический район расположе-ния Украины, представляет интерес оценить дли-тельное влияние атмосферы умеренного климата на снижение циклической долговечности сварных соединений в исходном и упрочненном техноло-гией Вмп состояниях. поскольку к металлокон-струкциям, которые эксплуатируются в условиях умеренного климата, предъявляются требования к коррозионной стойкости (скорость уноса метал-ла, размер коррозионных дефектов и др.) при вли-янии повышенной влажности и температуры, то характерные повреждения можно получить про-ведением ускоренных коррозионных испытаний в камере влаги Г4.

Цель настоящей работы — оценить эффектив-ность применения технологии Вмп для повы-шения характеристик сопротивления усталости стыковых сварных соединений на стадии изготов-ления металлоконструкций, длительная эксплуа-

© В. В. Кныш, с. а. соловей, В. и. Кирьян, л. и. ныркова, с. а. осадчук, 2017



тация которых будет происходить в условиях ат-мосферы умеренного климата.

Материал и методика исследований. ис-следования проводили на образцах стыковых сварных соединений конструкционной низколе-гированной стали 15хснД, которая широко при-меняется для изготовления элементов металлокон-струкций длительной эксплуатации (например, в пролетных строениях железнодорожных и авто-мобильных мостов), имеет повышенную проч-ность, хорошо сваривается, устойчива в атмос-ферных условиях и работоспособна в диапазоне температур от –70 °с до 45 °с. химический со-став исследуемой стали, мас. %: 0,142 с; 0,466 Si; 0,63 Mn; 0,020 S; 0,013 P; 0,31 Ni; 0,66 Cr; 0,34 Cu.

Заготовки под образцы стыковых сварных со-единений размером 600×175 мм вырезали из го-рячекатаного листового проката толщиной 12 мм 12 категории в направлении проката. стыковые сварные соединения получали двухсторонней од-нодуговой автоматической сваркой пластин без разделки кромок (зазор по стыку — 0…1,0 мм) под флюсом ор 192 (фирмы «Oerlikon») проволо-кой св-08Г1нма диаметром 4 мм. сварку прово-дили на обратной полярности от электрического выпрямителя Всж-1600. режимы сварки первого шва: U = 55 B, I = 650...700 A, v = 26,7 м/ч; вто-рого (с противоположной стороны: U = 57 B, I = = 760...780 A, v = 26,7 м/ч. Второй шов выполняли после полного охлаждения первого. из каждой свар-ной пластины размером 600×350 мм изготавливали по 8 образцов размером 350×70 мм (рис. 1).

Усталостные испытания проводили на серво-гидравлической машине Урс-20 при перемен-ном растяжении с асимметрией цикла Rσ = 0 и ча-стотой 5 Гц. Критерием завершения испытаний

служило полное разрушение образцов или пре-вышение базы испытаний 2·106 циклов перемен напряжений.

испытывали 4 серии образцов стыковых свар-ных соединений:

– образцы в исходном (неупрочненном) после сварки состоянии (первая серия);

– образцы, упрочненные технологией Вмп (вторая серия);

– образцы в неупрочненном состоянии после экспонирования при повышенной влажности в те-чение 1200 ч (третья серия);

– образцы, упрочненные Вмп, после экспони-рования в условиях повышенной влажности в те-чение 1200 ч (четвертая серия).

Упрочнение сварных соединений технологией Вмп проводили установкой USTREAT-1.0, в ко-торой ручной компактный ударный инструмент с пьезокерамическим преобразователем соединен с ультразвуковым генератором выходной мощ-ностью 500 Вт. поверхностному пластическому деформированию подвергали узкую зону пере-хода металла шва на зону термического влияния (линию сплавления). В качестве устройства для упрочнения использовали однорядную четырех-бойковую насадку с диаметром бойков 3 мм. ско-рость выполнения Вмп при обработке стыковых сварных соединений составляла 2 мм/с, амплиту-да колебаний торца волновода ручного ударного инструмента 25 мкм.

Коррозионные испытания образцов 3 и 4 серии проводили в условиях, моделирующих атмосферу умеренного климата (в камере влаги при темпера-туре 40 °с и влажности воздуха 98 %), в течение 1200 ч, что эквивалентно 12 годам эксплуатации (обоснование длительности испытаний и условия представлены в методике [16]).

после коррозионных испытаний методом оп-тической микроскопии изучали изменение со-стояния поверхностного слоя околошовной зоны стыковых сварных соединений в неупрочненном и упрочненном технологией Вмп состояниях. металлографические шлифы исследовали на ми-кроскопе NEOPHOT 32, цифровое изображение структуры получали с помощью цифровой каме-ры Olympus C5050. микротвердость измеряли на микротвердомере м-400 фирмы LECO при на-грузке 50 г (0,49 н).

Результаты исследований. металлографиче-скими исследованиями установлено следующее. Величина зерна, протяженность и микроструктура ЗтВ первого и второго сварных швов практически одинаковая. непосредственно около поверхности сварного соединения зона крупного зерна (ЗКЗ) протяженностью около 0,8 мм содержит зерна № 5 (реже № 4 и № 6); величина зерен в зоне мел-рис. 1. Форма и геометрические размеры образцов стыкового

сварного соединения



кого зерна (ЗмЗ), длина которой около 1,3 мм — № 7–10 (рис. 2, а). на расстоянии около 2 мм от поверхности размер ЗКЗ увеличивается до 2 мм, а размер зерен — до № 3-4. структура металла ЗКЗ в более глубоких от поверхности проката сло-ях — ферритная с плотно распределенными выде-лениями маК-фазы (с упорядоченными пластин-чатыми выделениями по типу верхнего бейнита с длиной отдельных пластинок около 108 мкм). Встречаются хаотически распределенные доста-точно большие частички зернистого типа. Грани-цы зерен оконтурены относительно широкими, до 5...8 мкм, прослойками межзеренного полиго-нального феррита. В поверхностных слоях ЗКЗ также наблюдались зерна феррита с плотно рас-пределенной маК-фазой по типу верхнего и ниж-него бейнита, по границам которых расположены выделения полигонального феррита в виде более широких прослоек или цепочек отдельных зерен. микротвердость металла поверхностных слоев ЗтВ первого и второго швов в исходном состоя-нии составляет HV0,49 — 168…223 (табл. 1).

после Вмп в зоне сплавления шва с основ-ным металлом в поверхностных слоях металла шва и ЗтВ образовались практически одинаковые по размеру канавки, смещенные в ЗтВ или в ме-талл шва. Глубина пластически деформирован-ного слоя металла под канавкой составляла около 260…325 мкм (рис. 2, в). интенсивная деформа-ция (вытягивание) зерен наблюдалась как в более крупных зернах феррита с выделениями маК-фа-зы и зернах феррита ЗтВ, свободных от выделе-ний, так и в литых бейнитно-ферритных зернах шва. Деформированные зерна расположены под углом к поверхности металла по периметру канав-ки, коэффициент формы зерна равен Kф = 8…20 (Kф = a/b, где a и b, соответственно длина и ши-рина вытянутого зерна). микротвердость пласти-чески деформированного металла поверхност-ных слоев ЗтВ составляет HV0,49 — 177…232 (табл. 1), что на 8...10 % превышает микротвер-дость поверхностного слоя металла ЗтВ в исход-ном состоянии.

рис. 2. микроструктура поверхностного слоя металла ЗтВ неупрочненного (а, б) и упрочненного технологией Вмп (в, г) сты-кового сварного соединения в исходном состоянии (а, в) и после коррозионных испытаний в условиях повышенной влажно-сти в течение 1200 ч (б, г): а, в — ×156; б, г — ×400

Т а б л и ц а 1 . Распределение микротвердости от поверхности вглубь металла ЗТВ стыковых сварных соединений стали 15ХСНД до и после обработки линии сплавления по технологии ВМП

характеристика образцов, номер шва l, мм микротвердость HV0,49

В исходном состояниипервый шов

1,73192; 201; 210; 192; 168; 182; 192; 185; 181

второй шов 216; 223; 210; 210; 198; 192; 192; 197; 182

после обработки Вмппервый шов

1,80210; 210; 210; 210; 221; 208; 181; 183; 177

второй шов 232; 232; 236; 232; 210; 203; 183; 192; 192Примечание. l — расстояние от поверхности образца.



после экспонирования в условиях повышен-ной влажности на поверхности как упрочненных, так и неупрочненных образцов образовался не-равномерный слой продуктов коррозии (рис. 3). поскольку усталостные трещины, как правило, образуются по линии сплавления, то исследова-ли коррозионные повреждения в зоне перехода металла шва на основной металл. В соответствии с Гост 9.908 коррозия идентифицирована как сплошная неравномерная, основные виды корро-зии в поверхностных слоях металла ЗтВ — кор-розионные пятна и язвы разных размеров. В не-упрочненных сварных соединениях глубина коррозионных язв в поверхностных слоях металла ЗтВ изменялась от 0,026 мм до 0,130 мкм, сум-марная проекция площади повреждений состав-ляла около 100 % (табл. 2). Кроме коррозионных язв в зоне сплавления выявлены локальные корро-зионные повреждения в виде межкристаллитных

трещин (рис. 2, б). после обработки линии сплав-ления технологией Вмп отмечено уменьшение глубины коррозинных язв в области ЗтВ практи-чески до нуля (табл. 2); выявлены межкристаллит-ные трещины с выходом на поверхность по линии сплавления шва с основным металлом (рис. 2, г).

таким образом, обработка линии сплавле-ния технологией Вмп способствовала повыше-нию коррозионной стойкости (по размеру кор-розионных дефектов) этой зоны. Уточнение происхождения межкристаллитных трещин в сварных соединениях до и после упрочнения тре-бует дополнительных исследований.

проведены механические испытания двух об-разцов стыковых сварных соединений попереч-ным сечением 25×12 мм на статическое крат-ковременное растяжение. разрушение образцов произошло вдали от сварного шва и ЗтВ по ос-новному металлу (рис. 4), полученные значения механических свойств сварных соединений соот-ветствуют значениям для основного металла (σт = = 400 мпа, σв = 565 мпа, δ5 = 27 %).

результаты усталостных испытаний образцов стыкового сварного соединения стали 15хснД всех серий представлены на рис. 5.

большой разброс экспериментальных данных образцов сварных соединений в исходном со-стоянии (рис. 5, кривая 1), по-видимому, связан с технологией изготовления образцов: посколь-ку образцы сварных соединений получали рез-кой пластины 600×350 мм на заготовки под об-разцы размером 350×70 мм, уровень остаточных напряжений в образцах мог отличаться в зависи-мости от расположения в пластине (край, середи-на). Упрочнение сварных соединений технологией Вмп способствовало значительному снижению разброса экспериментальных данных (рис. 5, кри-вая 2). Циклическая долговечность образцов по-сле упрочнения (вторая серия) увеличилась более чем в 40 раз, а предел ограниченной выносливо-сти на базе 2·106 циклов повысился примерно на 46 % (от 187 до 273 мпа). три упрочненных об-разца разрушились по основному металлу на рас-стоянии 15…50 мм от сварного шва, а три — по линии сплавления. полученные результаты (рис. 5, кривые 1, 2) подтверждают, что применение технологии Вмп в качестве способа ппД метал-ла соединений вблизи мест локализации усталост-ных повреждений существенно увеличивает ха-

Т а б л и ц а 2 . Размеры коррозионных повреждений поверхностных слоев металла шва и ЗТВ стыковых сварных соединений стали 15ХСНД после экспонирования в условиях повышенной влажности в течение 1200 ч

характеристикаобразцов

размеры коррозионных повреждений поверхностных слоевметалл шва металл ЗтВ

глубина, мм степень поражения, % глубина, мм степень поражения, %В исходном состоянии 0,039...0,104 19 0,026...0,130 100после обработки Вмп 0,039...0,091 6,3 В пределах ошибки измерений

рис. 3. Внешний вид образцов стыковых сварных соединений из стали 15хснД в исходном (а, в) и упрочненном техноло-гией Вмп (б, г) состояниях до (а, б) и после (в, г) коррозион-ных испытаний в условиях повышенной влажности в течение 1200 ч



рактеристики сопротивления усталости стыковых сварных соединений на воздухе (без коррозион-ных повреждений).

Выдержка неупрочненных образцов стыко-вых сварных соединений в условиях повышен-ной влажности на протяжении 1200 ч (третья се-рия) привела к снижению предела ограниченной выносливости на базе 2·106 циклов примерно на 16 % (от 187 до 157 мпа) и уменьшению цикли-ческой долговечности в диапазоне 4·105...2·106 ци-клов в 2,5 раза (рис. 5, кривая 3). Коррозионное воздействие привело и к снижению предела огра-ниченной выносливости упрочненных Вмп сое-динений примерно на 20 % (от 273 до 219 мпа) (рис. 5, кривая 4). однако полученные экспери-ментальные данные указывают на целесообраз-ность упрочнения технологией Вмп стыковых сварных соединений металлоконструкций на ста-дии изготовления, которые в процессе эксплуата-ции будут подвергаться воздействию переменного нагружения и повышенной влажности, поскольку вследствие Вмп предел ограниченной выносли-вости на базе 2·106 циклов таких соединений по-

вышается на 39 % (со 157 до 219 мпа), а цикли-ческая долговечность увеличивается до 9 раз.

разрушение упрочненных Вмп сварных со-единений, испытанных после экспонирования в условиях повышенной влажности, происходило как по ЗтВ, так и по основному металлу на рас-стоянии 15…60 мм от сварного шва. следует от-метить, что граница ограниченной выносливости упрочненных Вмп соединений даже после вы-держки в камере влаги на протяжении 1200 ч на 17 % выше границы выносливости неупрочнен-ных соединений, испытанных на воздухе.

таким образом, экспериментально полученные результаты свидетельствуют о высокой эффектив-ности применения технологии Вмп для повыше-ния характеристик сопротивления усталости сты-ковых сварных соединений металлоконструкций, эксплуатируемых в условиях одновременного воз-действия переменного нагружения и атмосферы умеренного климата (рис. 5, кривые 3, 4).

при этом следует отметить, что дополнительная защита упрочненного Вмп поверхностного слоя металла от прямого воздействия атмосферных ус-ловий (например, за счет использования лакокрасоч-ных покрытий), возможно, позволит достичь макси-мальных характеристик сопротивления усталости таких соединений (рис. 5, кривая 2).

Выводы1. металлографическими исследованиями по-казано, что вследствие Вмп линии сплавления стыковых сварных соединений происходит интен-сивная деформация (вытягивание) зерен металла шва и металла ЗтВ, при этом глубина пластически деформированного слоя металла под канавкой со значительными изменениями формы зерен (ко-эффициент формы зерна Kф = 8…20) составляет около 260…325 мкм. Установлено, что упрочне-ние технологией Вмп сварных соединений перед экспонированием в условиях повышенной влаж-ности способствует повышению их коррозионной стойкости: уменьшению глубины коррозионных язв и степени поражения металла ЗтВ от 100 % практически до 0.

2. подтверждено, что упрочнение линии сплав-ления технологией Вмп существенно повы-

рис. 4. Внешний вид образцов сварного соединения после испытаний на статическое растяжение

рис. 5. Кривые усталости стыковых сварных соединений ста-ли 15хснД: 1, 2 — в исходном состоянии и после упрочне-ния технологией Вмп на воздухе, соответственно; 3, 4 — в исходном состоянии и после упрочнения технологией Вмп после коррозионных испытаний в условиях повышенной влажности в течение 1200 ч



шает характеристики сопротивления усталости сварных соединений стали 15хснД на воздухе: циклическая долговечность увеличивается более чем в 40 раз, а предел ограниченной выносливо-сти на базе 2·106 циклов повышается на 46 %.

3. Установлена высокая эффективность приме-нения технологии Вмп для повышения характе-ристик сопротивления усталости сварных соеди-нений металлоконструкций, эксплуатируемых в условиях одновременного воздействия перемен-ного нагружения и атмосферы умеренного кли-мата. Упрочнение технологией Вмп стыковых сварных соединений стали 15хснД перед экспо-нированием в условиях повышенной влажности в течение 1200 ч приводит к увеличению цикли-ческой долговечности до 9 раз в зависимости от уровней прикладываемых напряжений и повыше-нию предела ограниченной выносливости на базе 2·106 циклов на 39 %.

Список литературы1. методы повышения долговечности деталей машин /

В. н. ткачев и др. – м.: машиностроение, 1971. – 272 с.2. похмурський В. І., хома м. с. Корозійна втома металів і

сплавів. – львів: сполом, 2008. – 304 с.3. Коломийцев е. В. Коррозионноусталостная прочность

тавровых соединений стали 12х18н10т и методы ее повышения // автоматическая сварка. – 2012. – № 12. – с. 41–43.

4. Hashemi B., Rezaee Yazdi M., Azar V. The wear and corrosion resistance of shot peened-nitride 316L austenitic stainless steel // Materials and Design. – 2011. – № 32. – р. 3287–3292.

5. Effect of high frequency mechanical impact treatment on fatigue strength of welded 1300 MPa yield strength steel / E. Harati et al. // International Journal of Fatigue. – 2016. – Vol. 92. – P. 96–106.

6. панин В. е., Каблов е. н., плешанов В. с. Влияние уль-тразвуковой ударной обработки на структуру и сопро-тивление усталости сварных соединений высокопроч-ной стали ВКс-12 // Физическая мезомеханика. – 2006. – № 2. – с. 85–96.

7. Influence of surface topography and needle size on surface quality of steel plates treated by ultrasonic peening / Y. Feng et al. // Vacuum. – 2016. – Vol. 132. – P. 22–30.

8. Yang X., Ling X., Zhou J. Optimization of the fatigue resistance of AISI304 stainless steel by ultrasonic impact treatment // International Journal of Fatigue. – 2014. – Vol. 61, № 4. – P. 28–38.

9. Daavari M., Sadough Vanini S. A. Corrosion fatigue enhancement of welded steel pipes by ultrasonic impact treatment // Materials Letters. – 2015. – Vol. 139. – P. 462–466.

10. Коломийцев е. В., серенко а. н. Влияние ультразвуко-вой и лазерной обработки на сопротивление усталости стыковых сварных соединений в воздушной и коррози-онной средах // автоматическая сварка. – 1990. – № 11. – с. 13–15.

11. Enhancement of the fatigue strength of underwater wet welds by grinding and ultrasonic impact treatment / W. Gao et al.

// Journal of Materials Processing Technology. – 2015. – Vol. 223. – P. 305–312.

12. сопротивление коррозионной усталости сварных сое-динений, упрочненных высокочастотной механической проковкой / В. В. Кныш и др. // автоматическая сварка. – 2008. – № 4. – с. 5–8.

13. Ahmad B., Fitzpatrick M. E. Effect of ultrasonic peening and accelerated corrosion exposure on residual stress distribution in welded marine steel // Metallurgical and materials transactions A. – 2015. – Vol. 46. – P. 1214–1226.

14. Влияние коррозионных повреждений на циклическую долговечность тавровых сварных соединений, обрабо-танных высокочастотной механической проковкой / В. В. Кныш и др. // автоматическая сварка. – 2016. – № 9. – с. 46–51.

15. Fan Y., Zhao X., Liu Y. Research on fatigue behavior of the flash welded joint enhanced by ultrasonic peening treatment // Materials and Design. – 2016. – Vol. 94. – P. 515–522.

16. Встановити закономірності підвищення високочастот-ним проковуванням корозійної стійкості і опору корозій-ній втомі зварних з’єднань трубопроводів і мостових конструкцій: звіт про нДр (заключний) / Інститут елек-трозварювання ім. Є. о. патона; кер. В. І. Кір’ян, а. о. рибаков. – 3,28/33; № держ. реєстрації 0112U000615. – Київ, 2016. – т. 2. – 203 с.

В. В. Книш, с. о. соловей, В. І. Кир’ян, л. І. ниркова, с. о. осадчук



ЗастосУВання ВисоКочастотноЇ проКоВКи Для пІДВиЩення еКсплУатаЦІйних

хараКтеристиК стиКоВих ЗВарних З’ЄДнанЬ В УмоВах атмосФери помІрноГо КлІматУ

У роботі представлено результати досліджень ефективності застосування високочастотної механічної проковки (Вмп) для підвищення характеристик опору втомі стикових зварних з’єднань металоконструкцій, які експлуатуються в умовах ат-мосфери помірного клімату. металографічними досліджен-нями показано, що обробка за технологією Вмп зони сплав-лення стикового зварного з’єднання сталі 15хснД перед експонуванням в умовах підвищеної вологості сприяла під-вищенню корозійної стійкості цієї зони: зменшенню глибини корозійних виразок і ступеня ураження метала ЗтВ від 100 % практично до 0. проведені випробовування на втому зварних з’єднань у вихідному і зміцненому Вмп станах до та після експонування в умовах підвищеної вологості і температури. Встановлено, що зміцнення технологією Вмп стикових звар-них з’єднань сталі 15хснД перед експонуванням дозволяє підвищити межу обмеженої витривалості на базі 2·106 циклів на 39 % і збільшити циклічну довговічність до 9 разів. біблі-огр. 16, табл. 2, рис. 5.

Ключові слова: стикове зварне з’єднання, втома, високочас-тотна механічна проковка, підвищена вологість




УДК 621.791/052.4/1/754’293+620/179.12/18:669.715

ФиЗиКо-механичесКие сВойстВа стыКоВых соеДинений тонКолистоВоГо алЮминиеВоГо сплаВа Д16, полУченных

сВарКой трением с перемеШиВаниемА. Г. ПОКЛЯЦКИЙ, С. И. МОТРУНИЧ, И. Н. КЛОЧКОВ

иЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

Выполнен комплекс исследований по изучению прочностных характеристик сварных стыковых соединений конструк-ционного алюминиевого сплава Д16 толщиной 2 мм, полученных сваркой трением с перемешиванием. показано, что применение сварки трением с перемешиванием обеспечивает формирование неразъемного соединения с минимальным уровнем концентрации напряжений в местах перехода от шва к основному материалу и позволяет избежать образова-ния в швах дефектов в виде пор, макровключений оксидной плены и горячих трещин, обусловленных расплавлением и кристаллизацией металла при сварке плавлением. В результате интенсивной пластической деформации металла в шве формируется однородная дезориентированная структура с размером зерен 3...4 мкм и дисперсными фазовыми выделениями не более 1 мкм, а на прилегающих к нему участках в зоне термомеханического воздействия происходит удлинение и искривление зерен в направлении перемещения пластифицированного металла. благодаря этому повы-шаются твердость металла в зоне соединения, предел прочности при одноосном растяжении и усталостная прочность при циклических нагрузках. библиогр. 11, рис. 6.

К л ю ч е в ы е с л о в а : сварка трением с перемешиванием, алюминиевый сплав Д16, твердость, предел прочности, сопротивление усталости

алюминиевые сплавы являются основным кон-струкционным материалом авиакосмической техники и широко применяются при изготовлении различных видов транспорта, обеспечивая прочность, долговеч-ность и весовую эффективность конструкций. К наи-более распространенным алюминиевым сплавам мож-но отнести сплав Д16 системы Al–Cu–Mg, имеющий хорошее сочетание характеристик выносливости, вязкости разрушения и сопротивления росту уста-лостной трещины. однако из-за повышенной склон-ности к образованию кристаллизационных трещин он относится к сплавам, несваривающихся метода-ми плавления [1–3].

избежать расплавления металла в зоне образо-вания неразъемного соединения удается при ис-пользовании разработанного в 1991 г. в британском институте нового способа сварки трением с переме-шиванием (стп) [4]. Формирование шва происхо-дит в твердой фазе в результате нагревания за счет трения небольшого объема металла до пластическо-го состояния, перемешивания его по всей толщине свариваемых кромок и деформирования в замкну-том пространстве. благодаря этому процесс стп имеет существенные преимущества по сравнению со сваркой плавлением. В первую очередь это отсут-ствие в сварных соединениях дефектов в виде пор, макровключений оксидной плены и горячих тре-щин, формирование мелкокристаллической струк-туры швов, снижение уровня разупрочнения сое-

диняемых материалов и повышение механических свойств соединений [5–9].

Цель данной работы — определить механиче-ские свойства и характеристики сопротивления усталости стыковых соединений тонколистового алюминиевого сплава Д16, полученных стп.

Методика проведения исследований. Для ис-следований использовали листы конструкцион-ного алюминиевого сплава Д16 толщиной 2 мм. стп стыковых соединений листов толщиной 2 мм осуществляли со скоростью 10 м/ч на разработан-ной в иЭс им. е. о. патона лабораторной уста-новке. скорость вращения специального инстру-мента [10] с коническим наконечником и буртом диаметром 12 мм составляла 1420 об/мин. Для сравнения такие же соединения получали арго-нодуговой сваркой неплавящимся электродом (аДснЭ) со скоростью 20 м/ч на токе 165 а с по-мощью установки MW-450 («Fronius», австрия). В качестве присадки использовали полосу из ос-новного материала, чтобы не вносить изменений в химический состав металла шва. при этом шири-на швов, полученных аДснЭ, составляла в сред-нем 6,5 мм, а стп — 3,5 мм (при ширине зоны термомеханического воздействия с лицевой сторо-ны шва около 12 мм).

из полученных сварных соединений изго-тавливали шлифы для исследования структуры и образцы с шириной рабочей части 15 мм для определения предела прочности при одноосном

© а. Г. покляцкий, с. и. мотрунич, и. н. Клочков, 2017



растяжении в соответствии с Гост 6996–66. ме-ханические испытания образцов осуществляли на универсальном сервогидравлическом комплек-се MTS 318.25. Циклические испытания прово-дили при осевых нагрузках по синусоидальному циклу с коэффициентом асимметрии Rσ = 0,1 и частоте 15 Гц до полного разрушения образцов. Экспериментальные данные усталостных испы-таний обрабатывались методами линейного ре-грессионного анализа, общепринятыми для такого рода исследований. по результатам проведенных испытаний для каждой серии образцов на основе установленных ограниченных пределов выносли-вости строилась соответствующая кривая усталости — линия регрессии в координатах 2σа – lgN. твер-дость металла измеряли на лицевой поверхности зачищенных соединений. степень разупрочне-ния металла в зоне сварки оценивали на приборе «ROCKWELL» при нагрузке Р = 600 н. оценку структурных особенностей сварных соединений осуществляли с помощью оптического электрон-ного микроскопа мим-8.

Результаты исследований и их обсуждение. В результате проведенных исследований уста-новлено, что форма и размеры шва при стп бла-гоприятно отличаются от полученного сваркой плавлением благодаря формированию шва на под-кладке без формирующей канавки и образованию неразъемного соединения без применения при-садочной проволоки (рис. 1). отсутствие на нем усиления и проплава позволяет избежать высоких уровней концентрации напряжений в местах пе-рехода от шва к основному материалу, негативно влияющих на эксплуатационно-ресурсные харак-теристики сварных соединений.

Кроме того, образование неразъемных соеди-нений в твердой фазе без расплавления основного материала препятствует появлению характерных дефектов, возникающих при сварке алюминиевых сплавов плавлением. так, отсутствие расплавлен-ного металла, в котором растворимость водорода резко повышается, позволяет избежать дополни-

тельного насыщения им зоны сварки за счет ми-грации этого газа из прилегающих слоев металла и образования пор. а деформирование и интен-сивное перемешивание пластифицированного металла по всей толщине свариваемых кромок в процессе сварки способствует дроблению находя-щихся на них оксидных пленок. отсутствие при этом расплавленного металла в зоне образования неразъемного соединения позволяет избежать его окисления в процессе сварки. поэтому в швах, по-лученных стп, отсутствуют дефекты в виде ма-кровключений оксидной плены, возникающие по разным причинам [11] при аДснЭ алюминиевых сплавов (рис. 2).

наиболее опасными и недопустимыми дефек-тами для конструкций ответственного назначе-ния являются горячие трещины, образующиеся в процессе кристаллизации расплавленного метал-ла в месте скопления легкоплавких эвтектических включений. проведенные исследования показали, что при аДснЭ образцов хоулдкрофта из спла-ва Д16 образование горячих трещин происходит в центральной части шва (рис. 3). поскольку при стп шов формируется в твердой фазе и процессы плавления и кристаллизации металла отсутству-ют, то образования таких дефектов удается полно-стью избежать.

особенности формирования швов при стп бла-гоприятно сказываются и на степени разупрочнения металла в зоне образования неразъемных соедине-ний. так, измерения твердости металла в зоне фор-мирования неразъемного соединения показали, что при сварке сплава Д16 стп твердость металла шва

рис. 1. Внешний вид лицевой поверхности (а, б) и поперечные сечения (в, г) швов сплава Д16 толщиной 2 мм, полученных стп (а, в) и аДснЭ (б, г)

рис. 2. продольные изломы швов сплава Д16 толщиной 2 мм, выполненных стп (а) и аДснЭ (б) с макровключениями ок-сидной плены (указаны стрелками)



находится практически на уровне основного мате-риала (рис. 4). В зоне термомеханического воздей-ствия твердость металла постепенно снижается при удалении от шва, достигая минимального значения (HRB 97...98) у границы зоны термического влияния. тогда как при аДснЭ с использованием в качестве присадки полоски основного материала Д16 мини-мальная твердость металла в центральной части шва составляет всего HRB 89...90. при этом в зоне сплав-ления шва с основным материалом твердость метал-ла находится на уровне HRB 92...94.

поэтому при одноосном статическом растяже-нии образцы сварных соединений, полученные стп, имеют наиболее высокий (425 мпа) предел

прочности и разрушаются вблизи границы при-мыкания зоны термомеханического воздействия к зоне термического влияния, где металл имеет ми-нимальную твердость. минимальный (295 мпа) предел прочности наблюдается у образцов со сня-тыми усилениями и проплавами швов, выпол-ненных аДснЭ. разрушаются они по шву, пред-ставляющему собой литой металл, имеющий наименьшую твердость. образцы с усилением шва имеют предел прочности на уровне 330 мпа и разрушаются в зоне сплавления шва с основным материалом, где возникает максимальный уровень концентрации напряжений (рис. 5, а–в).

при циклических нагрузках в образцах свар-ных соединений, выполненных аДснЭ, зарожде-ние усталостных трещин происходит в месте максимальной концентрации напряжений в зоне сплавления шва с основным материалом. отсут-ствие усиления шва на образцах, выполненных стп, позволяет избежать высокой концентрации напряжений в месте сопряжения шва с основ-ным материалом. однако в них на поверхности наблюдается небольшая геометрическая неодно-родность у края зоны термомеханического воздей-ствия, которая образуется вследствие погружения бурта инструмента в свариваемый металл. поэто-му зарождение усталостных трещин в образцах таких сварных соединений происходит именно в этом месте (рис. 5, г, д).

рис. 3. образцы хоулдкрофта из сплава Д16 толщиной 2 мм, полученные стп (а) и аДснЭ (б) с кристаллизационной тре-щиной (указана стрелкой)

рис. 4. распределение твердости в сварных соединениях сплава Д16 толщиной 2,0 мм, полученных стп и аДснЭ

рис. 5. Фрагменты разрушенных при одноосном статическом растяжении (а–в) и циклическом нагружении (г, д) образцов сварных соединений, полученных стп (а, г) и аДснЭ (б, д — с усилением шва; в — без усиления шва)



В результате проведенных усталостных испы-таний было установлено, что граница ограничен-ной выносливости, сварных соединений, получен-ных в твердой фазе трением с перемешиванием, на базе 2·106 циклов перемен нагружения состав-ляет 120 мпа, что составляет 85 % соответствую-щих показателей для основного металла (рис. 6). характеристики сопротивления усталости на-ходятся выше значений для соединений, выпол-ненных аДснЭ, во всей области долговечностей 105…2·106 циклов перемен нагружения, а их огра-ниченный предел выносливости на базе 2·106 ци-клов составляет 110 мпа, что на 15 % ниже, чем для соединений, выполненных стп. К снижению показателей долговечности сварных соединений, выполненных аДснЭ, главным образом, при-водит снижение твердости в металле шва, высо-кая концентрация действующих напряжений, об-условленная геометрическими параметрами шва, и образование остаточных сварочных напряжения.

Выводы1. применение стп обеспечивает формирование неразъемного соединения с минимальным уров-нем концентрации напряжений в местах перехода от шва к основному материалу и позволяет избе-жать образования в швах дефектов в виде пор, ма-кровключений оксидной плены и горячих трещин.

2. Физико-механические свойства соединений, выполненных стп, превышают таковые для сое-динений, выполненных способом аДснЭ.

Список литературы1. Фридляндер и. н. алюминиевые сплавы в летательных

аппаратах в периоды 1970–2000 и 2001–2015 гг. // техно-логия легких сплавов. – 2002. – № 4. – с. 12–17.

2. Швечков е. и., Захаров В. В., ростова т. Д. К вопросу о выборе марки алюминиевого сплава для обшивочных ли-стов // там же. – 2003. – № 1. – с. 17–21.

3. алюминиевые сплавы (состав, свойства, технология, применение). справочник / В. м. белецкий, Г. а. Кри-вов; под общ. ред. акад. ран и. н. Фридляндера – К.: Коминтех, 2005. – 365 с.

4. Friction Stir Butt Welding: Int. Pat. Application № PCT/GB 92/02203; GB Pat. Application № 9125978.8. – Publ. 1991.

5. Pietras A., Zadroga L. Rozwój metody zdrzewania tarciowego z mieszaniem materiału zgrzeiny (FSW) i możliwosci jej zastosowania // Biuletyn Instytutu Spawalnictwa. – 2003. – № 5. – р. 148–154.

6. Defalco J. Friction Stir Welding VS. Fusion Welding // Welding Journal. – 2006. – № 3. – P. 42–44.

7. Enomoto M. Friction Stir Welding: research and industrial applications // Welding International. – 2003. – № 5. – P. 341–345.

8. Sato Y. Relationship between Mechanical Properties and Microstructure in Friction Stir Welded Al alloys // Journal of the Japan Welding Society. – 2002. – № 8. – P. 33–36.

9. Shibayanagi T. Microstructural aspects in friction stir welding // Journal of Japan Institute of Light Metals. – 2007. – № 9. – P. 416–423.

10. Інструмент для зварювання тертям з перемішуванням алюмінієвих сплавів: пат. 54096 Україна, мпК В23К 20/12; заявник і патентовласник ІеЗ ім. Є. о. патона нан України. – № u 2010 05315; заяв. 30.04.2010; опубл. 25.10.2010, бюл. № 20.

11. покляцкий а. Г. особенности образования макровклю-чений оксидной плены в металле швов алюминиевых сплавов (обзор) // автоматическая сварка. – 2001. – № 3. – с. 38–40.

а. Г. покляцький, с. І. мотруніч, І. м. Клочков



ФІЗиКо-механІчнІ ВластиВостІ стиКоВих З’ЄДнанЬ тонКолистоВоГо

алЮмІнІЄВоГо сплаВУ Д16, отриманих ЗВарЮВанням тертям З перемІШУВанням

Виконано комплекс досліджень з вивчення міцності зварних стикових з’єднань конструкційного алюмінієвого сплаву Д16 товщиною 2 мм, отриманих зварюванням тертям з перемі-шуванням. показано, що застосування зварювання тертям з перемішуванням забезпечує формування нероз’ємного з’єд-нання з мінімальним рівнем концентрації напружень в місцях переходу від шва до основного матеріалу і дозволяє уникну-ти утворення у швах дефектів у вигляді пор, макровключень оксидної плени та гарячих тріщин, обумовлених розплавлен-ням і кристалізацією металу під час зварювання плавленням. В результаті інтенсивної пластичної деформації металу у шві формується однорідна дезорієнтована структура з розміром зе-рен 3...4 мкм і дисперсними фазовими виділеннями не більше 1 мкм, а на прилеглих до нього ділянках в зоні термомеханіч-ного впливу відбувається подовження та викривлення зерен у напряму переміщення пластифікованого металу. Завдяки цьому підвищуються твердість металу в зоні з’єднання, межа міцності при одновісному розтягу та втомна міцність при циклічних на-вантаженнях. бібліогр. 11, рис. 6.

Ключові слова: зварювання тертям з перемішуванням, алюмі-нієвий сплав Д16, твердість, межа міцності, опір втомі


рис. 6. Кривые усталости основного материала и сварных соединений алюминиевого сплава Д16, толщиной 2 мм при асимметрии цикла нагружения Rσ = 0,1 (ом — основной металл)



УДК 621.793.7

ДетонаЦионные поКрытия иЗ пороШКоВ интерметаллиДоВ системы Fe–Al,

полУченных метоДом механохимичесКоГо синтеЗа

Ю. С. БОРИСОВ1, А. Л. БОРИСОВА1, Е. А. АСТАХОВ1, Т. В. ЦИМБАЛИСТА1, А. Н. БУРЛАЧЕНКО1, М. А. ВАСИЛЬКОВСКАЯ2, А. И. КИЛЬДИЙ1

1иЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected] 2ипм им. и. н. Францевича нан Украины. 03680, г. Киев-142, ул. Кржижановского, 3. E-mail: [email protected]

исследованы структура, состав и микротвердость детонационных покрытий, полученных при использовании порошков интерметаллидов Fe3Al, FeAl и Fe2Al5, изготовленных методом механохимического синтеза (мхс), и смесей порошков Fe и Al эквивалентных составов. Установлено влияние соотношения «кислород–горючий газ» в детонирующей смеси на процесс окисления напыляемого материала. В результате определения фазового состава покрытий, нанесенных с ис-пользованием различных порошков, показано, что в случае применения механических смесей слой состоит в основном из частиц исходной смеси Fe и Al. структура покрытий из мхс Fe–Al-порошков содержит смесь продуктов нагрева и окисления этих порошков. микротвердость покрытий изменяется от 4580 до 5710 мпа в зависимости от состава. библиогр. 21, табл. 3, рис. 8.

К л ю ч е в ы е с л о в а : детонационное напыление, алюминиды железа, порошки, механохимический синтез, состав детонирующей смеси, покрытия, фазовый состав, микротвердость

В связи с низкими прочностными свойствами алюминидов железа, особенно при комнатной температуре [1, 2], рациональным путем практи-ческого использования их высокой стойкости к коррозии и износу в агрессивных высокотемпера-турных газовых средах явилась разработка защит-ных покрытий, в том числе получаемых методами газотермического напыления (Гтн) из порошков на основе Fe–Al [3, 4]. основная масса работ в этой области была проведена в сШа (Oak Ridge Nat. Lab., Idaho Nat. Lab) [5, 6] и Западной евро-пе — Франция (технологический университет бельфор-монбельяр, лилльский университет), испания (барселонский университет) с исполь-зованием плазменного и высокоскоростного газо-пламенного напыления [7–11].

серия исследовательских работ по изучению структуры и свойств Fe–Al-покрытий, получен-ных методом детонационного напыления, была проведена в Варшавском военном университе-те [12, 13]. В качестве материала для нанесения покрытий при проведении указанных работ ис-пользовали порошки Fe–Al-сплава, полученные методом распыления расплава струей инертно-го газа Fe–28Al–2Cr и Fe–40Al–0,05Zr–0,01B, ат. %. недостатком этого метода получения порошка Fe–Al являются трудности, связанные с операци-ей выплавки таких сплавов, исходные компонен-ты которых характеризуются большой разницей в

температурах плавления и высокой экзотермично-стью процессов сплавообразования.

более простым и менее затратным способом получения порошков интерметаллидов является использование процесса мхс, который реализу-ется в условиях высокоэнергетической обработ-ки смесей порошков в шаровых планетарных или вибрационных мельницах [14, 15]. Это позволяет в значительной степени снять ограничения в со-ставах разрабатываемых интерметаллидов и обе-спечивает возможность химической и фазовой од-нородности синтезируемых порошков. поскольку при мхс все реакции проходят в твердой фазе, то не возникает проблемы, связанной с проявлением флуктуаций по концентрации в жидкой фазе при переплаве. практическое применение порошков интерметаллидов Fe–Al, полученных методом мхс, для нанесения газотермических покрытий, в том числе с наноразмерной структурой, пред-ставлено в работах [16–18].

исследование формирования в условиях про-цесса мхс порошков интерметаллидов Fe3Al, FeAl, Fe2Al5 с изучением фазовых и структурных превращений было выполнено в работе [19].

Целью настоящей работы было исследование структуры и фазового состава детонационных покрытий из порошков интерметаллидов Fe3Al, FeAl, Fe2Al5, полученных методом мхс, и из ме-ханических смесей порошков Fe+Al, рассчитан-

© Ю. с. борисов, а. л. борисова, е. а. астахов, т. В. Цимбалиста, а. н. бурлаченко, м. а. Васильковская, а. и. Кильдий, 2017



ных на возможность получения в процессе их на-пыления интерметаллидов такого же состава.

с целью оценки влияния параметров детона-ционного напыления (Дн) на условия нагрева Fe–Al порошков и развитие процесса их окисле-ния проводили сбор частиц порошка, прошедших обработку струей продуктов детонации, в водя-ную ванну с анализом их формы, размера и струк-туры, а также использовали «сплет–тест» для анализа формы и размера частиц, которые подвер-глись деформации при ударе об основу.

при этом было изучено влияние таких параме-тров Дн, как расход газа-разбавителя (воздуха) и соотношение расхода кислорода к горючему газу

(β), которые влияют на температуру и скорость струи продуктов детонации.

процесс мхс проводили путем обработки сме-си порошков Fe+Al в планетарной шаровой мельни-це при скорости вращения барабанов 1500 об/мин, центральной оси — 1000 об/мин в течение 5 ч. механические смеси готовили в лабораторном ат-триторе путем смешивания в течение 5 мин. Для нанесения покрытий использовали порошки кон-гломерированных продуктов мхс и механиче-ские смеси порошков Fe+Al с размером частиц 40...80 мкм. характеристики порошков для Гтн представлены в табл. 1.

напыление покрытий проводили на установке «перУн-с». В качестве основных параметров ра-боты установки были использованы:состав горючего газа .............................. смесь пропан–бутана.......................................................... (60C3H8 + 40C4H10, об. %)газ–разбавитель ............................................................... воздухвоздух транспортирующий ...........................................0,4 м3/ччастота выстрелов .........................................................400/минзагрузка порошка ............................................. 120 мг/выстрелглубина загрузки порошка ..............................................250 мм

В качестве базового режима Дн при изучении влияния расхода воздуха–разбавителя на дисперс-ность напыляемого порошка расход пропан–бу-тана составлял 0,45, кислорода 1,55 м3/ч. расход воздуха изменяли в размерах 0,4; 0,6 и 0,9 м3/ч. сбор частиц в водяную ванну проводили на рас-стоянии 50 мм от среза ствола установки. на рис. 1 представлены гистограммы распределения по размеру частиц — продуктов обработки в дето-национной струе порошка Fe3Al (табл. 1). из них следует, что в процессе подачи порошка в ствол установки и в результате воздействия струи про-дуктов детонации происходит разрушение части конгломерированных частиц. В связи с этим по-является фракция порошка с размером частиц ме-нее 40 мкм, доля которой составляет 40...55 % в зависимости от расхода воздуха-разбавителя. наи-большая степень измельчения — 55 % обнаруже-на в случае его расхода 0,6 м3/ч (рис. 1, б).

снижение размера частиц с одной стороны улучшает условия их нагрева, а с другой — увели-чивает относительный размер свободной поверх-ности, что может отразиться на степени окисле-ния напыляемого материала.

Влияние показателя β на окисленность и ми-кротвердость покрытий из порошка Fe3Al оце-

Т а б л и ц а 1 . Характеристика порошков на базе Fe–Al для ГТНсостав метод получения Hμ, мпа Фазовый состав

86Fe + 14Al (мас. %) механическая смесь 1500 ± 230 (Fe), 330 ± 50 (Al) Fe, AlFe3Al мхс 4060 ± 1010 Fe3Al с а = 0,5787 нм67Fe + 33Al (мас. %) механическая смесь 1500 ± 230 (Fe), 330 ± 50 (Al) Fe, AlFeAl мхс 2530 ± 740 FeAl с а = 0,2928 нм45Fe + 55Al (мас. %) механическая смесь 1500 ± 230 (Fe), 330 ± 50 (Al) Fe, AlFe2Al5 мхс 2560 ± 800 Fe2Al5, примесь FeAl

рис. 1. Гистограмма распределения по размерам частиц по-рошка Fe3Al, распыленного в воду при расходе воздуха: а — 0,4; б — 0,6; в — 0,9 м3/ч (расход пропан–бутана 0,45, кисло-рода 1,55 м3/ч, дистанция напыления 110 мм)



нивали путем изменения расхода кислорода в пределах от 0,80 до 1,75 м3/ч при сохранении по-стоянными расходов пропан–бутана 0,5 м3/ч, воз-духа-разбавителя 0,65 м3/ч и транспортирующего воздуха 0,4 м3/ч, что соответствует изменению β в пределах 1,6...3,5, а с учетом кислорода возду-ха β` (соотношение общего кислорода (кислород + воздух) к горючему газу) — 2,04...3,90. результаты эксперимента представлены в табл. 2.

о содержании оксидов в покрытии судили по результатам металлографического и рентгено-структурного фазового анализа (рсФа). на рис. 2 в качестве примера приведены фрагменты рентге-нограмм детонационных покрытий, полученных при разном соотношении кислорода и пропан-бу-тана в детонирующей смеси. на них участки под номерами 1 и 2 относятся к металлической со-ставляющей покрытия (интерметаллиду Fe3Al и твердому раствору Al в Fe), а участки под но-мерами 3, 4, 5 — это отражения от оксидных фаз (Fe3O4, FeAl2о4). по соотношению интенсивности рентгеновских отражений металлических и оксид-ных фаз оценивали их относительное содержание в покрытии (табл. 2).

резкое возрастание содержания оксидов при переходе расхода кислорода от 1,3 до 1,55 и вели-чины β с 3,0 до 3,5 может быть объяснено измене-нием режима сгорания горючего газа от неполно-го (с образованием со и н2о) к полному (со2 и н2о). Это приводит к повышению температуры и скорости струи продуктов детонации с перегревом частиц порошка [20, 21].

Это явление было обнаружено при исследова-нии зависимости формы сплетов (деформирован-ных частиц напыляемого порошка) от условий напыления, в частности, соотношения расхода кислорода и горючего газа. на рис. 3 представле-ны сплеты, полученные при β = 2,2; 4,1 и 4,6. Во втором и третьем случаях сплеты сформировались из частиц перегретого расплава, имеющего низ-кую вязкость и содержащего оксидную фазу.

на основании результатов выполненных экс-периментов по показателю степени окисления частиц напыляемого материала для получения образцов покрытий с целью исследования их структуры, фазового состава и микротвердости был выбран режим напыления детонационных по-крытий из механических смесей и мхс порошков системы Fe–Al:расход смеси 60 % C3H8+40 % C4H10 ...........................0,5 м3/чрасход кислорода ............................................................1,3 м3/чрасход воздуха-разбавителя ..........................................0,6 м3/чдистанция напыления .....................................................110 мм

Т а б л и ц а 2 . Влияние соотношения расхода содержа-ний кислорода и пропан-бутана в детонирующей смеси β на количество оксидов и микротвердость покрытий Fe–Al

расход кислоро-да, м3/ч

соотношение окислителя и горючего газа Hμ, мпа

содержание оксидов

по данным рсФа (об. %)β β′

0,8 1,6 2,04 3900 ± 520 <51,05 2,10 2,54 4230 ± 790 ∼51,3 2,6 3,04 4520 ± 610 ∼101,55 3,1 3,54 4620 ± 680 401,75 3,5 3,90 5767 ± 1280 ∼50

Примечание. расход пропан–бутана 0,5; воздуха-разбави-теля 0,65; транспортирующего воздуха 0,4 м3/ч; дистанция напыления 110 мм.

рис. 2. Фрагменты рентгенограмм детонационных покрытий, полученных при разном соотношении кислорода и пропан-бу-тана в детонирующей смеси β: а — 2,1; б — 2,6; в — 3,1 (опи-сание 1–5 см. в тексте)

рис. 3. сплеты детонационных покрытий из порошка Fe3Al при различном соотношении расхода «кислород – пропан–бутан» (×500): β = 2,2 (а), 4,1 (б), 4,6 (в)



В результате исследования структуры детона-ционных покрытий из порошков интерметалли-дов системы Fe–Al трех составов, а также смесей порошков Fe+Al, рассчитанных на получение тех же составов при напылении, было установлено следующее.

В процессе напыления механических смесей формируется крупнозернистая, плотная структура, при этом дефекты и отслоения на границе с основой отсутствуют (рис. 4, а, в, д). структура покрытий из мхс-порошков тонкодисперсная, ламелярная, с че-редованием светлых (металлических) и темных (ок-сидных) ламелей (рис. 4, б, г, е).

рис. 4. микроструктура (×400) детонационных покрытий: из механической смеси, мас. %: а — 86Fe + 14Al; в — 67Fe + 33Al; д — 45Fe + 55Al; из порошков интерметаллидов: б — Fe3Al; г — FeAl; е — Fe2Al5

рис. 5. рентгенограммы детонационных покрытий: а — из механической смеси 86Fe + 14Al (мас. %); б — из мхс-порошка Fe3Al



согласно данным рсФа было установлено, что в условиях детонационного напыления ме-ханических смесей порошков Fe и Al степень межфазного взаимодействия компонентов не обеспечивает реализацию процесса синтеза соот-ветствующих расчетному интерметаллидных фаз, в покрытиях сохраняются исходные компоненты Fe и Al. интерметаллидные фазы обнаружены в

небольшом количестве наряду с оксидами алюми-ния и железа (рис. 5, а, 6, а, 7, а, табл. 3).

Фазовый состав покрытий из мхс-порошков также не вполне соответствует составу исходных порошков. интерметаллидные фазы обнаруже-ны в покрытиях из порошков Fe3Al(Fe3Al, FeAl, FeAl3), FeAl(FeAl), Fe2Al5(FeAl, Fe2Al5). В слу-чае порошков FeAl и Fe2Al5, в основном это твер-

Т а б л и ц а 3 . Характеристики детонационных покрытий из порошков Fe–Al, полученных механическим смешива-нием и методом МХС

порошок покрытие

состав методполучения нµ

*, мпа рсФа характеристика микроструктуры

86Fe + 14Al (мас. %) механиче-ская смесь

1490 ± 240(650,1250) тв. р-р Fe(Al), Al, Fe

покрытие плотное, крупнозернистое, сформиро-вано из слегка оплавленных недеформированных частиц исходных порошков и твердого раствора

Fe3Al мхс 4580 ± 860(4500)

Fe3Al, FeAl, FeAl3, Al2O3, Fe3O4, FeAl2O4

структура ламелярная с чередующимися прослой-ками интерметаллидных и оксидных ламелей


3640 ± 1210(2350, 5050)

Fe, Al, FeAl, Fe3O4, FeAl2O4

покрытие плотное, структура ламелярная, с че-редованием оксидных металлических ламелей, встречаются нерасплавленные металлические ча-стицы

FeAl мхс 5575 ± 1020(4750)

Fe, Fe(Al), FeAl, Fe3O4, FeAl2O4

структура покрытия тонколамелярная, без трещин и отслоений от основы


2000 ± 700(1100, 2300)

Al, Fe, FeAl, Fe(Al), Al2O3, Fe3O4

структура покрытия крупнозернистая с включени-ями частиц железа

Fe2Al5 мхс 5710 ± 1070(6150)

Fe, FeAl, Fe2Al5, Al2O3, Fe3O4, FeAl2O4

покрытие плотное с тонколамелярной структурой, без трещин и отслоений от основы

* Указаны средние и в скобках наиболее вероятные значения микротвердости покрытий.

рис. 6. рентгенограммы детонационных покрытий: а — из механической смеси 67Fe + 33Al (мас. %); б — из мхс-порошка FeAl

рис. 7. рентгенограммы детонационных покрытий: а — из механической смеси 45Fe + 55Al (мас.%); б — из мхс-порошка Fe2Al5



дые растворы алюминия в железе. В результате взаимодействия с окружающей средой образова-лись оксиды железа, алюминия и сложные оксиды (рис. 5, б, 6, б, 7, б, табл. 3).

по результатам измерения микротвердости де-тонационных покрытий из механических смесей Fe+Al и мхс порошков Fe3Al, FeAl, Fe2Al5 были построены вариационные кривые микротвердости (рис. 8). характер вариационных кривых свидетель-ствует об однородном распределении микротвердо-сти для покрытий из порошка с исходным составом Fe3Al (рис. 8, б). при этом как среднее (4580 ± 860), так и наиболее вероятное (4500 мпа) значение ми-кротвердости превосходит результат для исходного порошка (4060 ± 1010 мпа, табл. 1). еще более су-щественное повышение микротвердости покрытий по сравнению с исходным порошком наблюдает-ся для двух других составов (интерметаллидов FeAl и Fe2Al5). Это очевидно связано с наличи-ем большого количества оксидов в напыленных покрытиях.

Выводы1. Детонационные Fe–Al-покрытия сформирова-ны с использованием порошков интерметаллидов Fe3Al, FeAl и Fe2Al5, полученных методом мхс, и смесей порошков Fe и Al с составом, соответству-ющим данным интерметаллидам.

2. Установлено, что в процессе детонацион-ного напыления происходит изменение исходно-го гранулометрического состава Fe–Al порошка с конгломератной структурой 40...80 мкм, приводя-щее к появлению 40...55 мас. % фракций размером 10...40 мкм.

3. анализ развития процесса окисления напыляе-мого материала Fe–Al-покрытия, проведенный с ис-пользованием рсФа и сплет-теста, показал зависи-мость содержания оксидной фазы от соотношения количества кислорода и пропан–бутана в детониру-ющей смеси β. резкое повышение содержания окси-дов с приблизительно 5 до 30...40 мас. % происхо-дит при увеличении β свыше 3,5.

рис. 8. Вариационные кривые микротвердости детонационных покрытий, полученных из механических смесей Fe+Al (а, в, д) и мхс (б, г, е) порошков: а, б – Fe3Al; в, г – FeAl; д, е – Fe2Al5



4. Установлено, что в условиях детонационного напыления при использовании механических сме-сей порошков Fe+Al не удается обеспечить актив-ное межфазное взаимодействие между компонен-тами и сформировать интерметаллидные фазы. структура таких покрытий в основном состоит из отдельных частиц компонентов. В случае приме-нения мхс Fe–Al порошков формируются плот-ные детонационные покрытия с керметной струк-турой, состоящие из смеси металлических фаз (интерметаллиды, твердые растворы, металлы) и продуктов окисления.

5. структура и фазовый состав детонационных покрытий из мхс-порошков интерметаллидов Fe–Al свидетельствует о значительном развитии процесса их окисления, что приводит к частич-ной потере интерметаллидной структуры с обра-зованием фаз Fe3о4, Al2о4, и FeAl2о4. микрот-вердость покрытий зависит от состава исходного порошка и возрастает при переходе от Fe3Al к Fe2Al5, с 4580 до 5710 мпа.

Список литературы1. Deevi S. C., Sikka V. K. Nickel and iron aluminides: an over-

view on properties, processing, and applications // Interme-tallics. – 1996. – № 4. – P. 357–375.

2. Stoloff N. S. Iron aluminides: present status and future pros-pects // Materials Science and Engineering. A. – 1998. – Vol. 258, Iss. 1-2. – P. 1–14.

3. Cinca N., Guilemany J. M. Thermal spraying of transition metal aluminides: An overview // Intermetallics. – 2012. – Vol. 24. – P. 60–72.

4. Cinca N., Guilemany J. M. An overview of intermetallics re-search and application: Status of thermal spray coatings // Journal of Materials Research and Technology. – 2013. – V. 2, № 1. – P. 1–11.

5. Totemeier T. C., Swank W. D. Microstructure and Stresses in HVOF Sprayed Iron Aluminide Coatings // Journal of Ther-mal Spray Technolog. – 2002. – Vol. 11(3). – P. 2–9.

6. Wright R. N., Totemeier T. C. Microstructure and Properties of Iron Aluminide Coatings // Idaho National Engineering and Environmental Laboratory, 2002 (manuscript).

7. Surface Engineering by Thermal Spraying Nanocrystalline Coatings: the case of iron aluminide / Ji Gang et al. // Materi-aux. – 2002. – P. 1–3.

8. Gang Ji, Elkedim O., Grosdidier T. Deposition and Corrosion resistance of HVOF Sprayed Nanocrystalline Iron Aluminide Coatings // Surface & Coatings Technology. – 2005. – 190. – P. 406–416.

9. Strudies of Fe–40Al coatings obtained by high velocity oxy-fuel / J. M. Guilemany et al. // Ibid. – 2006. – 201. – P. 2072–2079.

10. Guilemany J. M., Cinca N. High-temperature oxidation of Fe–40Al coatings obtained by HVOF thermal spray // Inter-metallics. – 2007. – Vol. 15. – P. 1384–1394.

11. FeAl and NbAl3 Intermetallic-HVOF Coatings: Structure and Properties / J. M. Guilemany et al. // Journal of Thermal Spray Technology. – 2009. – Vol. 18, Iss. 4. – P. 536–545.

12. Senderowski C., Bojar Z. Cas detonation spray forming of Fe–Al coatings in the presence of interlayer // Surface & Coatings Technology. – 2008. – 202. – P. 3538–3548.

13. Microstructure Characterization of D-gun Sprayed Fe–Al In-termetallic Coatings / C. Senderowski et al. // Intermetallics. – 2010. – Vol. 18, № 7. – P. 1405–1409.

14. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling // Prog-ress in Mater. Sci. – 2001. – № 46. – P. 1–184.

15. аруначалам В. с. механическое легирование: сб. акту-альные проблемы порошковой металлургии. – м.: ме-таллургия, 1990. – с. 175–202.

16. Ji Gang, Grosdidier T., Morniroli J-P. Microstructure of a High-Velocity Oxy-Fuel Thermal-Sprayed Nanostructured Coating Obtained from Milled Powder // Metallurgical and Ma-terials Transactions A. – 2007. – Vol. 38A. – P. 2455–2463.

17. Characterization and comparison between ball milled and plasma processed iron-aluminium thermal spray coatings / S. Kumar et al. // Surface & Coatings Technology. – 2006. – 201. – P. 1267–1275.

18. Grosdidier T., Tidu A., Liao H. L. Nanocrystalline Fe–40Al Coating Processed by Thermal Spraying of Milled Powder // Scripta Materialia. – 2001. – 44. – P. 387–393.

19. Фазовые и структурные превращения при формирова-нии порошков интерметаллидов системы Fe–Al методом мхс / а. л. борисова и др. // порошковая металлургия. – 2015. – №7, 8. – с. 135–143.

20. Шоршоров м. х., харламов Ю. а. Физико-химические основы детонационно-газового напыления покрытий. – м.: наука, 1978. – 227 с.

21. Зверев а. и., Шаривкер с. Ю., астахов е. а. Детонацион-ное напыление покрытий. – л.: судостроение, 1979. –232 с.

Ю. с. борисов1, а. л. борисова1, Є. а. астахов1, т. В. Цимбалиста1, о. м. бурлаченко1,

м. а. Васильківська2, а. І. Кільдій1

1ІеЗ ім. Є. о. патона нан України. 03680, м. Київ-150, вул. Казимира малевича, 11.

E-mail: [email protected] 2Іпм ім. І. м. Францевича нан України.

03680, м. Київ-142, вул. Кржижанівського, 3. E-mail: [email protected]

ДетонаЦІйнІ поКриття З пороШКІВ ІнтерметалІДІВ системи Fe–Al,

отриманих метоДом механохІмІчноГо синтеЗУ

Досліджено структуру, склад та мікротвердість детонацій-них покриттів, отриманих при використанні порошків ін-терметалідів Fe3Al, FeAl і Fe2Al5, виготовлених методом механохімічного синтезу (мхс), і сумішей порошків Fe і Al еквівалентних складів. Встановлено вплив співвідношення «кисень–горючий газ» в детонуючій суміші на процес окис-лення напилюваного матеріалу. В результаті визначення фа-зового складу покриттів, нанесених з використанням різних порошків, показано, що в разі застосування механічних су-мішей шар складається в основному з частинок первинної суміші Fe і Al. структура покриттів з мхс Fe–Al-порошків містить суміш продуктів нагріву і окислення їх матеріалу. мі-кротвердість покриттів змінюється від 4580 до 5710 мпа в залежності від складу. бібліогр. 21, табл. 3, рис. 8.

Ключові слова: детонаційне напилення, алюмініди заліза, порошки, механохімічний синтез, склад детонуючої суміші, покриття, фазовий склад, мікротвердість


ПРО ЗВОДСТВЕНН Й РАЗДЕЛ


УДК 621.791.755

сраВнителЬная оЦенКа способоВ ДУГоВой и ГибриДной плаЗменно-ДУГоВой сВарКи

плаВяЩимся ЭлеКтроДом алЮминиеВоГо сплаВа 1561

В. Н. КОРЖИК1,2, Н. А. ПАЩИН2, О. Л. МИХОДУЙ2, А. А. ГРИНЮК2, А. А. БАБИЧ1,2, В. Ю. ХАСКИН1,2

1Гуандунский институт сварки (Китайско-украинский институт сварки им. е. о. патона), г. Гуанчжоу, Кнр 2иЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

Для повышения ресурса работы и надежности сварных конструкций из алюминиевых сплавов целесообразно приме-нять, кроме традиционной импульсно-дуговой сварки плавящимся электродом на обратной полярности, гибридную плазменно-дуговую сварку плавящимся электродом. проведены работы по определению технологических режимов гибридной плазменно-дуговой сварки алюминиевого сплава 1561 толщиной 5 мм, сравнение процессов традиционной дуговой сварки плавящимся электродом и гибридной плазменно-дуговой сварки с учетом остаточного напряженно-де-формированного состояния получаемых стыковых сварных соединений, а также дана оценка перспективности замены традиционной дуговой сварки гибридной. В ходе определения технологических режимов гибридной плазменно-дуго-вой и импульсной дуговой сварки алюминиевого сплава 1561 установлено, что при одинаковых скоростях оба способа обеспечивают примерно равную погонную энергию. при этом отработанная технология гибридной сварки позволила уменьшить диаметр проволоки с 1,6 до 1,2 мм, что привело к уменьшению ширины шва по сравнению с дуговой сваркой на 25…50 %. Уменьшение площади лицевой части шва по сравнению с площадью корневой части при гибридном спо-собе сварки привело к снижению уровня остаточного коробления сваренных пластин примерно в 3 раза, а остаточных напряжений вдоль линии шва — на 15…20 %. библиогр. 6, табл. 1, рис. 10.

К л ю ч е в ы е с л о в а : алюминиевый сплав, сварка дугой плавящимся электродом, гибридная плазменно-дуговая сварка, режимы, спекл-интерферометрия, напряженно-деформированное состояние

тонколистовые сварные конструкции из сплавов на основе алюминия получают все большее рас-пространение в современной промышленности [1]. такие конструкции широко применяются в авиакос-мической технике, судостроении, автомобилестрое-нии, железнодорожном транспорте и др. [2]. при из-готовлении конструкций и изделий из алюминиевых сплавов применяют различные сварочные технологии, обеспечивающие качественное формирование неразъ-емных соединений, например, импульсно-дуговую сварку плавящимся электродом на обратной полярно-сти (далее — дуговую сварку). однако в ряде случаев (например, для повышения ресурса работы и надежно-сти сварных конструкций) целесообразно применять более прогрессивные технологии. К ним относится ги-бридная плазменно-дуговая сварка плавящимся элект-родом с осевой подачей электродной проволоки через трубчатый электрод плазмотрона (далее — гибридная плазменно-дуговая сварка) [3].

Целью данной работы является определение технологических режимов гибридной плазмен-но-дуговой сварки алюминиевого сплава 1561 толщиной δ = 5 мм, сравнение процессов тради-ционной дуговой сварки плавящимся электродом и гибридной плазменно-дуговой с учетом остаточ-ного напряженно-деформированного состояния

получаемых стыковых соединений, а также оцен-ка перспективности замены традиционной дуго-вой сварки гибридной.

отработку технологических приемов гибрид-ной плазменно-дуговой и дуговой сварки выпол-няли на пластинах из алюминиевого сплава 1561 размером 320×102,5 мм. при этом применяли разработанный в иЭс им. е. о. патона специ-ализированный комплекс оборудования, в со-став которого входили [4]: инверторный сва-рочный источник питания для аргонодуговой сварки неплавящимся электродом TIGAC-DCEVO 450/TRobot, плазменный модуль FPM, EVOSpeedStar 520 TSRobot, блоки автономно-го охлаждения, плазмотрон для машинной ги-бридной плазменно-дуговой сварки плавящимся электродом с осевой подачей проволоки, мно-гопозиционный лабораторный манипулятор на базе сварочной колонны и вращателя, общая си-стема управления комплексом гибридной свар-ки. сварку выполняли согласно технологиче-ской схеме, приведенной на рис. 1.

В ходе экспериментов по длинной стороне об-разцов выполняли продольные стыковые швы (рис. 2). основными критериями выбора режима при сварке образцов из сплава 1561 служило каче-

© В. н. Коржик, н. а. пащин, о. л. миходуй, а. а. Гринюк, а. а. бабич, В. Ю. хаскин, 2017



ственное формирование швов при сопутствующей минимизации порообразования. используемые режимы сварки (скорость сварки vсв, сварочный ток Iд, напряжение на дуге Uд, диаметр свароч-ной проволоки dпр) и геометрические характери-стики пластин (f1–f3 — продольные прогибы, Δ1, Δ2 — поперечные прогибы в начале и конце сое-динения, соответственно) представлены в табли-це. Внешний вид макрошлифов сварных соедине-ний показан на рис. 3. отработанная технология гибридной сварки позволила уменьшить диаметр проволоки с 1,6 до 1,2 мм при той же толщине свариваемых пластин и тех же значениях погон-

ной энергии (таблица). поскольку, как показано в работе [5], объем наплавленного металла прямо пропорционален диаметру электродной проволо-ки, это привело к уменьшению ширины шва при равных скоростях сварки.

при выбранных режимах погонные энергии сравниваемых процессов сварки примерно одина-ковы и составляют порядка 600 Дж/мм. однако в случае гибридной плазменно-дуговой сварки швы имеют меньшую (по сравнению с традиционной дуговой) ширину: по усилению шва — на 25 %, в его среднем сечении — до 50 % (рис. 3). при этом высота усиления верхнего валика при гибридной сварке снижается примерно вдвое по сравнению с аналогичным параметром при дуговой. из рис. 3 видно, что фланговый угол сечения шва уменьша-ется, а радиус перехода шва к основному металлу — напротив, увеличивается. Это, в свою очередь, приводит к снижению коэффициента концентра-ции напряжений. можно предположить, что фор-ма проплавления шва, характерная для гибридной сварки, определяет меньший уровень остаточного напряженно-деформированного состояния стыко-вых соединений. Для проверки этого предположе-ния методом электронной спекл-интерферометрии измеряли параметры напряженно-деформирован-ного состояния сварных пластин.

рис. 1. технологическая схема (а) и комплекс оборудования (б) гибридной плазменно-дуговой сварки плавящимся электро-дом: 1 — дуга плавящегося электрода; 2 — подающий мундштук плавящегося электрода; 3 — сжатая дуга прямого действия; 4 — трубчатый электрод плазмотрона (анод); 5 — плазмообразующее сопло; 6 — защитное сопло; 7 — свариваемый образец

рис. 2. Внешний вид лицевой поверхности и геометрические характеристики сварных соединений пластин из сплава 1561, выполненных дуговой (а) и гибридной плазменно-дуговой сваркой (б)

рис. 3. Внешний вид макрошлифов сварных соединений пластин из сплава 1561: а — дуговая сварка; б — гибридная плазменно-дуговая сварка



метод основан на измерении перемещений при упругой разгрузке объема металла в исследуемых точках на поверхности образца, вызванной свер-лением несквозных отверстий диаметром и глуби-ной 1,0 мм [6]. сопоставляя параметры напряжен-ного состояния и остаточного формоизменения на конкретном образце сварного соединения, выпол-ненного дуговой и гибридной сваркой, определя-ли эффективность каждого из процессов с пози-ций напряженно-деформированного состояния.

Геометрические размеры пластин, сваренных дуговым и гибридным способами, а также схемы измерения остаточных напряжений представле-ны на рис. 4. измерения продольной (вдоль линни шва) компоненты σх плоского напряженного со-стояния выполняли в трех сечениях S1–S3 на ли-цевой стороне пластины (рис. 4, а), и в одном се-чении S5 — на обратной (рис. 4, б). Дублирование

измерений σх на лицевой стороне пластины осу-ществляли с целью обеспечения достоверности результатов.

образец, выполненный дуговой сваркой (табл., рис. 2, а и 3, а), имеет продольные прогибы f1–f3 в диапазоне значений 1,0...1,5 мм, направленные в сторону от лицевой поверхности. Значения по-перечных прогибов Δ1–Δ2 стабильны по длине сварного соединения и составляют 1,5 мм. осо-бенности данного формоизменения определяются формой проплавления шва (рис. 3, а), характери-зуемой несовпадением линии приложения уса-дочного укорочения и нейтральной оси сечения. результатом данного несоответствия является из-гибающий момент, вызывающий коробление пла-стины в продольном направлении. стабильность значений Δ по длине пластины связана с ее геоме-трическими характеристиками, обеспечивающими равномерный теплоотвод с поверхности в течение сварочного термодеформационного цикла. рас-пределение остаточных продольных напряжений σх в поперечных сечениях сварной пластины по-сле сварки миГ представлены на рис. 5.

из рис. 5 видно, что в центре шва на лицевой и обратной поверхностях пластины имеет место локальное понижение растягивающих напряже-ний σх соответственно до 45...50 и 100 мпа. пи-ковые значения σх на лицевой и обратной поверх-ностях находятся в зоне сплавления и достигают соответственно 100 и 140 мпа. реактивные сжи-мающие напряжения σх на лицевой и обратной по-верхностях достигают максимальных значений на продольных кромках пластины, соответствен-но –50…–80 и –25…–60 мпа. Форма эпюры σх связана с малой шириной пластины, при которой

рис. 4. схемы измерения остаточных напряжений на стыко-вых сварных соединениях алюминиевого сплава 1561, вы-полненных дуговым и гибридным способами: а — лицевая (верхняя) сторона, сечения S1–S3 — измерения поперек шва, S4 — вдоль линии шва; б — обратная (нижняя) сторона, се-чение S5 — поперек шва, S6 — вдоль шва; по оси X сечения расположены на расстоянии: S1 — 166, S2 — 148, S3 — 155, S5 — 168 мм; по оси Y сечения S4 и S6 проходили по нулевой отметке

рис. 5. остаточные сварочные напряжения σx на лицевой сто-роне выполненного дуговой сваркой соединения сплава 1561 в поперечных сечениях S1 и S2 и обратной — в сечении S5

Режимы дуговой и гибридной плазменно-дуговой сварки с близкими погонными энергиями (порядка 600 Дж/мм) и геометрические характеристики сварных пластин из сплава 1561 (δ = 5 мм)

Вид сваркимиГ плазма-миГ

vсв, мм/с Iд, а Uд, В dпр, мм f1/f2/f3, мм Δ1/Δ2

vсв, мм/с IмиГ/Iплазма, а UмиГ/Uплазма, В dпр, мм f1/f2/f3, мм Δ1/Δ2

10 240 26,5 1,6 1,0/1,5/1,2 1,5/1,5 10 145/149 17,4/25,5 1,2 –0,3/–0,5/–0,4

–0,5/–0,5



сжимающие напряжения в ее поперечном сечении не достигают нулевых значений. при сопоставле-нии эпюр σх на обеих сторонах пластины можно видеть, что имеет место значительная изгибная составляющая напряжений, что подтверждает по-лученная форма коробления образца.

распределение остаточных продольных на-пряжений σх в сварной пластине вдоль линии шва (рис. 6) подтверждают результаты, полученные для поперечного сечения S1 (рис. 5). из рисунка видно, что эпюры σх на обеих сторонах пласти-ны характеризуются разницей пиковых значений, что определяет значительную изгибную состав-ляющую напряженно-деформированного состоя-ния пластины и подтверждает характеристики ее формоизменения.

образец, выполненный гибридной сваркой (табл., рис. 2, б и 3, б), имеет продольные проги-бы f1–f3 величиной –0,3…–0,5 мм, направленные в сторону лицевой поверхности. Значения попереч-ных прогибов Δ1–Δ2 стабильны по длине сварного соединения и также равны –0,5 мм. особенности данного формоизменения определяются формой проплавления шва (рис. 3, б), характернизуемой практическим совпадением линии приложения усадочного укорочения и нейтральной оси сече-ния сварного шва. сравнение форм швов, выпол-ненных дуговым и гибридным способами (рис. 3)

показывает, что площадь сечения сварного шва при гибридной сварке на 30 % меньше, чем при дуговой сварке.

пластина, выполненная гибридным способом, характеризуется меньшим объемом продольного усадочного укорочения металла шва и, соответ-ственно, меньшим значением продольной усадоч-ной силы Рус, чем образец после дуговой сварки. Это связано с заметным уменьшением площади верхней относительно горизонтальной продоль-ной оси части шва при гибридной сварке (рис. 3, б) по сравнению с дуговой (рис. 3, а). при этом в обоих случаях площадь нижней части остает-ся прежней. Учитывая практическое совпадение линии приложения продольной Рус и продольной нейтральной оси, а также меньшее значение Рус, можно заключить, что пластина, сваренная ги-бридным способом, подвергается существенно меньшему изгибающему моменту, чем после ду-говой сварки. Данный факт поясняет меньшую величину (до трех раз) коробления пластины в продольном направлении, чем при дуговой свар-ке. стабильность Δ по длине пластины, как и их малые значения после гибридной сварки, связа-ны с формой шва, характеризуемой более равно-мерным (по сравнению с дуговой) проплавленим по толщине пластины, а также с геометрически-ми характеристиками образца, обеспечивающими стабильный теплоотвод с его поверхностей в те-чение сварочного термодеформационного цикла.

распределение остаточных продольных напря-жений σх в поперечных сечениях лицевой и об-ратной сторон пластины, сваренной гибридным способом, представлены на рис. 7, 8, а их сопо-ставление — на рис. 9. из рисунков видно, что в центре шва на лицевой и обратной поверхно-стях пластины имеет место локальное пониже-ние растягивающих напряжений σх соответствен-но до 45...50 и 100 мпа. пиковые значения σх на лицевой и обратной поверхностях находятся в зоне сплавления и достигают соответственно 140 и 150 мпа. реактивные сжимающие напряжения σх на лицевой и обратной поверхностях находятся максимальных значений на продольных кромках пластины –20…–40 мпа. Данная форма эпюры сжимающих напряжений σх, как и в случае дуго-вой сварки, связана с малой шириной пластины, при которой сжимающие напряжения в ее попе-речном сечении не достигают нулевых значений. при сопоставлении эпюр σх на обеих сторонах пластины можно видеть, что, в отличие от дуго-вой сварки, изгибная составляющая напряжений в реактивной зоне эпюры напряжений гибридной сварки незначительна, что определяет меньшую величину коробления образца по сравнению с ду-говой (таблица).

рис. 6. остаточные сварочные напряжения σх на лицевой сто-роне выполненного дуговой сваркой соединения сплава 1561 в продольном сечении вдоль линии шва S4 и обратной — в сечении S6

рис. 7. остаточные сварочные напряжения σx на лицевой сто-роне выполненного гибридной сваркой соединения сплава 1561 в поперечных сечениях S1–S3; штриховой линией пока-заны контуры сварного шва



следует отметить, что при анализе остаточных напряженных состояний пластин, выполненных ду-говой и гибридной сваркой (рис. 5, 9), заметно не-которое несоответствие между уровнем растяги-вающих напряжений и значениями прогибов. так, пиковые значения растягивающих напряжений σх для рассматриваемых способов сварки, в отличие от значений прогибов, достаточно близки, как и вели-чины изгибной составляющей напряжений в актив-ной зоне (в центре шва). Данный факт можно пояс-нить малой продольной жесткостью исследуемых сварных пластин, а также особенностями напряжен-но-деформированных состояний, характерных для дуговой и гибридной сварки.

Эпюры σх в реактивной зоне сжимающих на-пряжений выходят на свободные продольные кромки (рис. 5 и 9). при этом значения напряже-ний на кромках пластины при гибридной сварке существенно ниже, чем при дуговой, что вызы-вает ее меньшие продольные прогибы и, соответ-ственно, более высокий уровень растягивающих напряжений σх. таким образом, уровень растя-гивающих напряжений σх в изогнутой пластине, сваренной дуговым способом, сопоставим с уров-нем σх в плоской пластине, сваренной гибридным. можно заключить, что при сопоставлении напря-женных состояний пластин, выполненных гибрид-

ной и дуговой сваркой с равными величинами прогибов, значения σх в последней будут выше.

распределение остаточных продольных на-пряжений σх в сварной пластине вдоль линии шва (рис. 10) подтверждают результаты, полученные для поперечного сечения S1 (рис. 9). из рисунка видно, что эпюры σх на обеих сторонах пластины, полученной гибридной сваркой, характеризуются меньшей разницей пиковых значений, чем при ду-говой сварке, что определяет изгибную составля-ющую напряженно-деформированного состояния пластины и подтверждает характеристики ее фор-моизменения (таблица).

сравнение значениий напряжений σх вдоль ли-нии шва в пластинах, выполненных гибридной и дуговой сваркой, показало снижение их уровня на 15…20 % в случае гибридной сварки, что может способствовать повышению долговечности таких сварных соединений при нагрузке в этом направ-лении. такое повышение долговечности соедине-ний, нагруженных вдоль сварного шва, может по-ложительно сказываеться на результатах сварки стрингерных панелей и оболочек специальных ле-тательных аппаратов из алюминиевых сплавов.

Выводы1. В ходе определения технологических режи-мов гибридной плазменно-дуговой и импульсной дуговой сварки алюминиевого сплава 1561 тол-щиной 5 мм установлено, что при одинаковых скоростях сварки оба способа обеспечивают при-мерно равную погонную энергию. при этом отра-ботанная технология гибридной сварки позволила уменьшить диаметр применяемой проволоки с 1,6 до 1,2 мм, что привело к уменьшению ширины шва по сравнению с дуговой сваркой на 25…50 %.

2. Уменьшение площади лицевой части шва по сравнению с площадью корневой части при гибридном способе сварки привело к снижению уровня остаточного коробления сваренных пла-стин примерно в 3 раза, а остаточных напряжений σх вдоль линии шва — на 15…20 %.

3. Эпюры напряжений σх вдоль линии шва на обеих сторонах пластины, сваренной встык гибридным способом, характеризуются мень-

рис. 8. остаточные сварочные напряжения σx на обратной стороне выполненного гибридной сваркой соединения спла-ва 1561 в поперечном сечении S5

рис. 9. остаточные сварочные напряжения σx на лицевой сто-роне выполненного гибридной сваркой соединения сплава 1561 в поперечных сечениях S1 и S2 и обратной — в сечении S5; штриховой линией показаны контуры сварного шва

рис. 10. остаточные сварочные напряжения σx на лицевой стороне выполненного гибридной сваркой соединения спла-ва 1561 в продольном сечении вдоль линии шва S4 и обрат-ной — в сечении S6



шей разницей пиковых значений, чем при ду -говой сварке, что определяет примерно в три раза меньшую изгибную составляющую на -пряженно-деформированного состояния пла -стины и подтверждается характеристиками ее формоизменения.

4. Дальнейшие исследования напряженно-де -формированного состояния стыковых соединений, выполненных гибридной сваркой, целесообразно проводить с использованием пластин размером 500×500×δ мм, как обеспечивающих близкие к нулю напряжения сжатия на кромках.

Работа выполнялась при поддержке Программы иностранных экспертов КНР № WQ20124400119, Программы инновационной группы провинции Гу-андун, КНР № 201101C0104901263, Гуандунского научно-технического проекта № 2015A050502039, Гуандунского научно-технического проекта № 2016B050501002.

Список литературы1. хаскин В. Ю. развитие лазерной сварки алюминиевых

сплавов в иЭс им. е. о. патона (обзор) // автоматиче-ская сварка. – 2013. – № 5. – C. 52–57.

2. Зусин В. я., серенко В. а. сварка и наплавка алюминия и его сплавов. – мариуполь: издат. дом «рената», 2004. – 468 с.

3. основные тенденции развития плазменно-дуговой свар-ки алюминиевых сплавов / а. а. Гринюк и др. // автома-тическая сварка. – 2015. – № 11. – с. 39–50.

4. Гибридные технологии сварки алюминиевых сплавов на основе дуги с плавящимся электродом и сжатой дуги / а. а. Гринюк и др. // там же. – 2016. – № 5-6. – с. 107–113.

5. Шонин В. а., покляцкий а. Г. малоцикловая усталость сварных стыковых соединений сплава амг6, выполнен-ных в среде инертного газа // там же. –2001. – № 3. – с. 20–24.

6. методика определения остаточных напряжений в свар-ных соединениях и элементах конструкций с использова-нием электронной спекл-интерферометрии / л. м. лоба-нов и др. // там же. – 2006. – № 1. – C. 25–30.

В. м. Коржик1,2, м. о. пащин2, о. л. міходуй2, а. а. Гринюк2, о. а. бабич1,2, В. Ю. хаскін1,2

1 Гуандунський Інститут зварювання (Китайсько-український інститут зварювання

ім. Є. о. патона), м. Гуанчжоу, Кнр 2ІеЗ ім. Є. о. патона нан України.

03680, м. Київ-150, вул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

порІВнялЬна оЦІнКа способІВ ДУГоВоГо І ГІбриДноГо плаЗмоВо-ДУГоВоГо

ЗВарЮВання плаВКим елеКтроДом алЮмІнІЄВоГо сплаВУ 1561

Для підвищення ресурсу роботи і надійності зварних кон-струкцій з алюмінієвих сплавів доцільно застосовувати, крім традиційного імпульсно-дугового зварювання плавким елек-тродом на зворотній полярності, гібридне плазмово-дугове зварювання плавким електродом. проведено роботи по ви-значенню технологічних режимів гібридного плазмово-дуго-вого зварювання алюмінієвого сплаву 1561 товщиною 5 мм, порівняння процесів традиційного дугового зварювання плавким електродом та гібридного плазмово-дугового зварю-вання з урахуванням залишкового напружено-деформованого стану одержуваних стикових зварних з’єднань, а також дана оцінка перспективності заміни традиційного дугового зва-рювання гібридним. В ході визначення технологічних режи-мів гібридного плазмово-дугового та імпульсного дугового зварювання алюмінієвого сплаву 1561 встановлено, що при однакових швидкостях обидва способи забезпечують при-близно рівну погонну енергію. при цьому відпрацьована тех-нологія гібридного зварювання дозволила зменшити діаметр дроту з 1,6 до 1,2 мм, що призвело до зменшення ширини шва в порівнянні з дуговим зварюванням на 25...50 %. Зменшення площі лицьової частини шва в порівнянні з площею корене-вої частини при гібридному способі зварювання призвело до зниження рівня залишкового жолоблення зварених пластин приблизно в 3 рази, а залишкових напружень вздовж лінії шва — на 15...20 %. бібліогр. 6, табл. 1, рис. 10.

Ключові слова: алюмінієвий сплав, зварювання дугою плавким електродом, гібридне плазмово-дугове зварювання, режими, спекл-інтерферометрія, напружено-деформований стан


Ассоциация « лектрод» нститут лектросварки им. Е. О. Патона НАНУ ООО «Новооскольский лектродн й завод» ООО «Керамглас»

Ме дународн й научно-практический семинар «Совершенствование сварочных материалов

и технологий их производства под прогнозируемые требования»

5 8 июня 2017 г. г. Белгород, отель «АМАКС Конгресс»

Контакты: ооо «Керамглас», пер. харьковский, 36д, г. белгород, россия, 308012,

тел./факс: +74722240010, моб. тел.: +79030246944. E-mail: ban@keramglаss.ruКонтактное лицо:

бондаренко андрей николаевич



УДК 621.791.72

ФормироВание сВарных соеДинений маГниеВых сплаВоВ при импУлЬсной

мноГопрохоДной ЭлеКтронно-лУчеВой сВарКеВ. М. НЕСТЕРЕНКОВ, Л. А. КРАВЧУК, Ю. А. АРХАНГЕЛЬСКИЙ, Ю. В. ОРСА


В работе рассмотрены особенности формирования соединения литейного магниевого сплава мл10 толщиной 8 мм при импульсной электронно-лучевой сварке в вакууме. исследования проводили на образцах сплава системы легиро-вания Mg–Zn–Zr–Nd при оптимальной частоте следования импульсов и повышенной скорости сварки. Установлено, что для обеспечения высокого качества формирования и прочностных свойств сварных соединений сварку необходимо выполнять в несколько проходов со ступенчатым увеличением тока электронного пучка в импульсе. показано, что прочностные характеристики сварных соединений находятся на уровне не ниже 92 % аналогичных свойств основного металла. библиогр. 11, табл. 1, рис. 5.

К л ю ч е в ы е с л о в а : электронно-лучевая сварка, магниевые сплавы, импульсный режим сварки, прочность сварных соединений, термический цикл, микроструктура металла шва, ЗТВ, основной металл

по сравнению с известными способами сварки плавлением импульсная электронно-лучевая свар-ка (иЭлс) характеризуется высокой удельной концентрацией энергии, низкими значениями по-гонной энергии, небольшой шириной зоны терми-ческого влияния (ЗтВ), узкой зоной проплавления и незначительными деформациями свариваемых деталей [1–4].

иЭлс легко поддается механизации и авто-матизации, а наличие перемещения электронно-го пучка с помощью отклоняющей системы элек-тронно-лучевой пушки по заданной траектории (круг, эллипс, дуга, штрих, треугольник, прямоу-гольник и др.) значительно расширяет технологи-ческие возможности этого процесса. сохранение заданной удельной мощности пучка и параметров зоны проплавления при изменении рабочего рас-стояния от электронной пушки до поверхности изделия выгодно отличают иЭлс от дуговых спо-собов сварки плавлением, и могут способствовать широкому ее применению при сварке деформиру-емых и литейных магниевых сплавов в изделиях ответственного назначения.

исследования по влиянию иЭлс на форми-рование сварных соединений магниевых сплавов выполняли на установке Ул-209м с компьютер-ным управлением всеми параметрами и систе-мами, созданной в иЭс им. е. о. патона нан Украины [5]. Установка Ул-209м укомплектована энергетическим комплексом на базе Эла-60/60 и электронно-лучевой пушкой, перемещаемой вну-три вакуумной камеры по линейным координа-там X, Y, Z, а также поворачиваемой вокруг оси Y–Y на угол 0...90°. при ускоряющем напряже-

нии Uуск = 60 кВ электронно-лучевая пушка с ме-таллическим вольфрамовым катодом диаметром 3 мм обеспечивает диапазон тока электронного пучка Iимп = 0...500 ма, а также выполнение тех-нологических разверток пучка в процессе элек-тронно-лучевой сварки. обеспечивается точность позиционирования электронно-лучевой пушки по координатам не хуже 0,1 мм, совмещение элек-тронного пучка со стыком обеспечивается систе-мой растр с точностью не хуже 0,1 мм [6].

импульсный режим работы реализован при подключении на вход энергетического комплекса Эла-60/60 импульсного генератора типа HAMEG HM8130, который обеспечивал 100%-ю модуля-цию электронного пучка по току. Форма и вели-чина импульса сварочного тока фиксировались непосредственно перед сваркой образцов или ма-кетов изделий на цилиндре Фарадея при помощи электронно-лучевого осциллографа TECTRONIX TDS 1002, схема подключения которых приведена на рис. 1.

исследования по формированию сварных со-единений магниевых сплавов различных систем легирования дуговыми способами сварки при-ведены в работах [7]. однако, как показал ана-лиз работ по свариваемости магниевых сплавов, практически полностью отсутствуют сведения по формированию сварных соединений магние-вых сплавов электронным пучком в импульсном режиме.

ранее проведенные исследования [7] свиде-тельствуют о том, что литейный магниевый сплав системы легирования Mg–Zn–Zr–Nd может быть удовлетворительно сварен дуговыми способа-

© В. м. нестеренков, л. а. Кравчук, Ю. а. архангельский, Ю. В. орса, 2017



ми при условии обязательного предварительного подогрева свариваемых кромок от постороннего источника до температуры 200…250 °с.

основной проблемой при сварке магниевых сплавов является предупреждение образования горячих трещин в сварных соединениях, а также формирование сварных швов без подрезов с лице-вой и корневой части шва.

В иЭс им. е. о. патона нан Украины были проведены исследования по формированию безде-фектных сварных соединений литейного магни-евого сплава мл10 (0,1...0,7 % Zn, 0,4...1,0 % Zr, 2,2...2,8 % Nd, Mg — остальное), полученных при иЭлс и выполнении в едином технологическом цикле дополнительной чистки околошовных по-верхностей остросфокусированным маломощ-ным электронным пучком, предварительный по-догрев стыкуемых кромок пучком до температуры порядка 200…250 °с и сопутствующий подогрев пучком в процессе многопроходной сварки. Фор-мирование лицевого и корневого валиков шва без подрезов и занижений достигается путем приме-нения локальной технологической развертки элек-тронного пучка по эллипсу, причем большая по-луось ориентирована вдоль направления сварки. сплав мл10 системы легирования Mg–Zn–Zr–Nd отличается повышенной коррозионной стойко-стью, хорошими литейными свойствами, малой склонностью к образованию микрорыхлот, удов-летворительно сваривается дуговыми способами, термически упрочняется закалкой и искусствен-ным старением. сплав может длительно работать при температурах до 250 °с. при отработке ре-жимов и техники иЭлс по схеме вертикальным электронным пучком в нижнем положении ис-пользовали образцы размером 150×150×8 мм.

В процессе проведения исследований образцы сваривали без присадочных материалов, а сборку

образцов под сварку осуществляли с минимально возможными зазорами. подготовку свариваемых кромок под сварку выполняли путем обезжирива-ния органическими растворителями и шабрения на глубину до 0,1 мм непосредственно перед за-грузкой образцов в вакуумную камеру установки. после загрузки образцов в вакуумную камеру и получения рабочего вакуума выполняли чистку и предварительный подогрев поверхностей острос-фокусированным электронным пучком с круговой или пилообразной разверткой.

при иЭлс наряду с временными параметра-ми электронного пучка (длительность импульса и длительность паузы) существенное влияние на качество сварного соединения оказывает скорость сварки, от выбора которой зависит степень пере-крытия отдельных участков проплавления. Дру-гими словами, при известном диаметре электрон-ного пучка на изделии и амплитуде его локальной развертки, его путь за время паузы между импуль-сами является решающим фактором для форми-рования качественного сварного соединения. Вы-ражение для скорости сварки при шовной иЭлс может быть записано:

(1 ) ( ),1

èìï ëîê ïÈÝËÑ

K f S A dV S

− += −

где К — коэффициент перекрытия сварочных то-чек; fимп — частота следования импульсов, Гц; S = = τи + τп/τи — скважность следования импульсов; τп — длительность паузы; τи — длительность им-пульса; dп — диаметр электронного пучка на изде-лии, мм; Алок — амплитуда локальной развертки электронного пучка (например, выбрав К = 0,8; τи = 5 мс; τп = 5 мс; fимп =100 Гц; dп = 0,5 мм; Алок = = 1 мм, получим VиЭлс = 60 мм/с).

известно, что предварительный или сопутству-ющий подогрев изделия снижают вероятность по-явления кристаллизационных трещин, поскольку при этом уменьшается интенсивность нарастания упругопластических деформаций при затвердева-нии металла шва. благодаря уменьшению разно-сти между максимальной температурой при свар-ке и начальной температурой изделия снижается скорость охлаждения на разных участках сварного соединения, улучшается их структура и повыша-ется пластичность. при нагреве до температуры 200...250 °с снижение растягивающих продоль-ных напряжений может достигать 50 % [8].

при исследованиях с применением модулирован-ного электронного пучка и его локальных колебаний по различным траекториям и с различными ампли-тудами ставилась задача повысить качество свар-ных соединений магниевых сплавов толщиной до δм = 15 мм, изменить форму проплавления сварного шва и его кристаллизацию в процессе сварки, при-нудительно изменяя параметры колебаний жидкого

рис. 1. схема регистрации параметров импульсного элек-тронного пучка: 1 — энергетический комплекс Эла-60/60; 2 — электронно-лучевая пушка; 3 — массивная мишень с ци-линдром Фарадея; 4 — осциллограф; 5 — электронный пу-чок; 6 — резистор R = 10 ом



металла в парогазовом канале. исследовали диапа-зоны частот импульсов тока электронного пучка на изделие fимп = 20...250 Гц при скважности мо-дуляции тока пучка S = 1,2...5,0. Установлено, что при частоте модуляции пучка fимп = 70...120 Гц устраняет-ся расширение шва в корневой части, где возникают дефекты формирования, улучшается форма швов, боковые стенки проплавления становятся практиче-ски параллельными. наиболее благоприятная фор-ма проплавления получена при частоте модуляции fимп = 100...120 Гц. снижение частоты модуляции ниже fимп = 60 Гц приводит к увеличению глубины проплавления, однако форма шва приближается к форме швов, выполненных без модуляции пучка.

В нашем случае иЭлс магниевого сплава мл10 толщиной δм = 8 мм выполнялась за не-сколько проходов путем ступенчатого увеличения тока электронного пучка в импульсе и предвари-тельного подогрева во время чистки околошовной зоны остросфокусированным электронным пуч-ком. параллельно проводился замер термического цикла сварки с помощью термопары типа К (хро-мель-алюмель, Гост 6615–94) диаметром 0,5 мм, зачеканенная на расстоянии 2 мм от оси шва. Как показано на рис. 2, температура предварительно-го подогрева образца во время чистки электронным пучком за два прохода (Uуск = 60 кВ, Iп = 10 ма, Vч = = 10 мм/с, ΔIф = 0 ма, Акруг = 10 мм, lраб = 200 мм) составила примерно 140 °с и могла регулировать-ся изменением мощности пучка и количеством проходов. режим импульсной сварки за четыре прохода с сопутствующим подогревом составил:

первый проход: Uуск = 60 кВ, Iимп = 15 ма; vсв = 10 мм/с, ΔIф = 0 ма, Аэллипс = 1,5/0,5, lраб = = 200 мм, τи = 5 мс, τп = 5 мс, fимп = 100 Гц. боль-шая полуось эллипса направлена вдоль направле-ния сварки; второй проход: Iимп = 25; третий — 35; четвертый — 45 ма. Во втором, третьем, четвер-том проходах остальные параметры сохраняются.

Выявление структуры сварных соединений на литейном магниевом сплаве мл10 проводили хи-мическим травлением в 10%-м растворе лимонной кислоты. исследования выполняли на оптическом микроскопе «Neophot-32», твердость измеряли на микротвердомере м-400 фирмы «Leco», цифровое изображение структур получено при помощи фото-камеры «Olympus». Как показано на поперечном ма-крошлифе сварного соединения магниевого сплава мл10 толщиной δм = 8 мм (рис. 3), полученного в режиме многопроходной иЭлс по схеме в ниж-нем положении вертикальным электронным пуч-ком на подкладке из того же материала, боковые стенки шва практически параллельные по всей глубине проплавления, расширения в корневой части шва нет, подрезы и занижения на лицевой части шва отсутствуют, трещин нет.

структура металла шва на сплаве мл10 мел-кодисперсная (размер ячеек 10...12 мкм) по всей высоте шва (рис. 4, а), состоит из α-твердого рас-твора с располагающейся по границам зерен эв-тектики и интерметаллидной фазы (MgZr)12Nd. твердость металла шва составляет HV0,5 – 394...490 мпа, что согласуется с результатами ис-следований, приведенных в работе [9].

линия сплавления с основным металлом прак-тически ровная, четко выраженная. В некото-рых местах крупные зерна ЗтВ смещают линию сплавления в металл шва (рис. 4, б). структура в металле ЗтВ крупнозернистая, эвтектика располо-жена равномерно, твердость металла составляет HV0,5 – 409...539 мпа.

основной металл имеет такую же структуру, как и металл ЗтВ. отличается более крупным раз-мером зерна (70...80 мкм) и количеством сфериче-ских образований эвтектики (рис. 4, б).

Контроль качества сварных соединений магни-евого сплава мл10 выполнен посредством про-ведения механических испытаний. В результате испытаний на разрыв кроме величины σв опреде-лялись и другие параметры прочности сварного соединения: σ0,2, δ и Y.

рис. 2. термический цикл околошовной зоны при иЭлс об-разца из магниевого сплава мл10 размером 150×50×8 мм: 1 — чистка остросфокусированным электронным пучком за два прохода; 2 — сварка за четыре прохода со ступенчатым увеличением тока пучка в импульсе; 3 — охлаждение после сварки

рис. 3. макроструктура (×10) сварного соединения магниево-го сплава мл10 толщиной δм = 8 мм



Для проведения прочностных испытаний были изготовлены образцы из основного металла мл10 в состоянии поставки и из сварных соединений, по-лученных методом иЭлс. испытания сварных сое-динений на разрыв проводились на цилиндрических образцах с диаметром рабочей части do = 3 мм.

Как следует из рис. 5, разрушение образцов из магниевого сплава мл10 после иЭлс проис-ходит преимущественно по линии сплавления и ЗтВ. пластичность сварных соединений ψ уве-личивается незначительно по сравнению с пла-стичностью основного металла, а вязкость αн увеличивается примерно на 30 %. Коэффициент прочности сварных соединений, полученных в ре-жиме иЭлс с предварительным подогревом при чистке остросфокусированным электронным пуч-ком и последующей сваркой за четыре прохода путем ступенчатого увеличения тока пучка в им-пульсе, достигает величины σв св/σв ом = 0,92 % (таблица).

анализ микроструктуры различных участков сварных соединений магниевого сплава мл10 по-казывает, что структура металла шва при иЭлс практически не отличается от той, которая имеет

место для сплавов в литом состоянии. с учетом высоких скоростей кристаллизации при иЭлс наблюдается меньшая величина зерна и толщина межзеренных прослоек по сравнению со структу-рой швов, которые имеют место при дуговых спо-собах сварки [10, 11].

Выводы1. Установлено, что обеспечение высокого ка-чества формирования и прочностных свойств сварных соединений магниевого сплава мл10 достигается путем применения многопроходной импульсной Элс со ступенчатым увеличением тока пучка в каждом проходе.

2. Установлено, что при иЭлс с применени-ем локальной развертки пучка по эллипсу боко-вые стенки проплавления становятся практически параллельными.

3. показано, что прочностные характеристики сварных соединений литейного магниевого сплава мл10 находятся на уровне не ниже 92 % анало-гичных свойств основного металла.

Список литературы1. Matting A., Sepold G. Beitrag zum Schweiβen mit impuls-ges-

tenerten Elektronenstrahlen: DVS-Berichte 1 «El-schwei-βen». – Deusseldorf: Schweiβtechnik, 1967. – S. 123–133.

2. Indenbrand H.-D., Schlenk R. Untersuchungen zum Elektro-nenstrahlimpulsschweiβen // Schweiβtechnik. – 1970. – № 6. – S. 253–257.

3. худышев а. Ф., славин Г. а. исследование технологи-ческих возможностей импульсной электронно-лучевой сварки тонколистовых материалов // Физика и химия об-работки материалов. – 1971. – № 3. – с. 13–19.

4. хохловский а. с., лопатко а. п., Крылов В. Г. сварива-емость сплава на основе магния электронным лучом // Электронно-лучевая сварки. – м.: моск. Дом науч.-техн. пропаганды, 1978. – с. 68–72.

Механические свойства литейного магниевого сплава МЛ10 после импульсной ЭЛС

объектисследования

механические свойства месторазрушенияσв, мпа σ0,2, мпа δ, % ψ, % σв св/σв ом αн, кДж/м2

основной металл 220 140 5,0 11 - 62,7 -сварное соединение 202 135 6,5 12 0,92 82,0 по линии сплавления, ЗтВ

рис. 4. микроструктура (×200) сварного соединения магние-вого сплава мл10, выполненного в режиме иЭлс: а — свар-ной шов; б — шов, ЗтВ, основной металл

рис. 5. образцы после механических испытаний на разрыв сварных соединений магниевого сплава мл10



5. назаренко о. К., нестеренков В. м., непорожний Ю. В. Конструирование и электронно-лучевая сварка вакуум-ных камер // автоматическая сварка. – 2001. – № 6. – с. 50–52.

6. Компьютерное управление процессом электронно-луче-вой сварки с многокоординатными перемещениями пуш-ки и изделия / б. е. патон и др. // там же. – 2004. – № 5. – с. 3–7.

7. магниевые сплавы: сб. ст. ин-та металлургии им. а. а. байкова. – м.: наука, 1978. – 223 с.

8. Kanz H. G. Eigenspannungen verwerfungen und Masshaltigkeit beit Schweissen // Schweissen und Schneiden. – 1959. – 11, № 3. – S. 139–142.

9. Гибридная технология, совмещающая электронно-лучевую сварку и сварку трением с перемешиванием в процессах восстановления элементов конструкций авиационной тех-ники из магниевых сплавов / а. л. майстренко и др. // ав-томатическая сварка. – 2016. – № 5-6. – с. 99–106.

10. бондарев а. а., нестеренков В. м. исследование свари-ваемости магниевого сплава ма2 электронным лучом в вакууме // Компрессорное энергетическое машинострое-ние. – 2013. – № 2. – с. 21–28.

11. бондарев а. а., нестеренков В. м. технологические особенности сварки деформируемых магниевых сплавов электронным лучом в вакууме // автоматическая сварка. – 2014. – № 3. – с. 18–22.

В. м. нестеренков, л. а. Кравчук, Ю. о. архангельський, Ю. В. орсаІеЗ ім. Є. о. патона нан України.

03680, м. Київ-150, вул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

ФормУВання ЗВарних З’ЄДнанЬ маГнІЄВих сплаВІВ при ІмпУлЬсномУ баГатопрохІДномУ

елеКтронно-променеВомУ ЗВарЮВаннІ

У роботі розглянуто особливості формування з’єднання ливар-ного магнієвого сплаву мл10 товщиною 8 мм при імпульсному електронно-променевому зварюванні в вакуумі. Дослідження проводили на зразках сплаву системи легування Mg–Zn–Zr–Nd при оптимальній частоті проходження імпульсів і підвищеній швидкості зварювання. Встановлено, що для забезпечення ви-сокої якості формування та міцних властивостей зварних з’єд-нань зварювання необхідно виконувати в кілька проходів із сту-пінчастим збільшенням струму електронного пучка в імпульсі. показано, що характеристики міцності зварних з’єднань знахо-дяться на рівні не нижче 92 % аналогічних властивостей основ-ного металу. бібліогр. 11, табл. 1, рис. 5.

Ключові слова: електронно-променеве зварювання, магніє-ві сплави, імпульсний режим зварювання, міцність зварних з’єднань, термічний цикл, мікроструктура металу шва, ЗтВ, основний метал




УДК 621.791:669.295

Влияние температУры наГреВа В ВаКУУме на поВеДение оКсиДной пленКи

на поВерхности интерметаллиДноГо сплаВа γ-TiAlЮ. В. ФАЛЬЧЕНКО, Л. В. ПЕТРУШИНЕЦ, В. Е. ФЕДОРЧУК


В работе рассмотрено влияние температуры нагрева в вакууме и времени выдержки на восстановление оксидной пленки на поверхности интерметаллидного сплава γ-TiAl. анализ работ по диффузионной сварке алюминидов титана показал, что существует значительный разброс в рекомендованных авторами режимах сварки (температуре, давлении и про-должительности процесса). проанализировано влияние концентрации кислорода, содержащегося в оксидном слое на контактных поверхностях образцов, на их схватывание в процессе нагрева в вакууме. Экспериментально установлено, что с повышением температуры нагрева предварительно окисленных образцов из алюминида титана с 900 до 1200 °с ха-рактер рельефа поверхности в зоне контакта меняется с плоскостного на объемный. Установлено, что нагрев окисленных образцов из интерметаллидного сплава γ-TiAl в условиях вакуума при 1200 °с в течение 20 мин под давлением 5 мпа позволяет уменьшить содержание кислорода в стыке в 5 раз с 40,99 до 6,12…7,74 мас. %. библиогр. 18, табл. 2, рис. 7.

К л ю ч е в ы е с л о в а : интерметаллидный сплав γ-TiAl, оксид, вакуум, температура нагрева

интерметаллидные сплавы на основе γ-TiAl рас-сматриваются как перспективные материалы для изготовления узлов авиакосмической техники, которые работают при повышенных температу-рах. преимущество таких сплавов перед другими обусловлено, главным образом, низкой удельной плотностью и высокой жаропрочностью.

В работах [1, 2] была показана возможность получения сварных соединений из γ-TiAl с приме-нением многослойных фольг системы Al–Ti. при этом определены оптимальные режимы сварки: температура нагрева Т = 1200 °с, давление сжатия Р = 20 мпа, продолжительность выдержки под давлением t = 20 мин.

В работах других авторов [3–7] существуют значительные отличия по применяемым режимам сварки (табл. 1). так в работе [3] рекомендуется температура сварки Т = 1350 °с при величине дав-ления Р = 10 мпа и продолжительности процесса t = 45 мин. В работах [4, 5] оптимальным счита-ют режим сварки: Т = 1150...1200 °с при давлении Р = 15...20 мпа и продолжительности процесса t = 60 мин. авторы работы [6] рекомендуют значи-тельное увеличение продолжительности процес-са сварки до t = 180 мин при температу-ре Т = 1100 °с и давлении Р = 20 мпа. В работе [7] получены удовлетворительные результаты при применении повышенных значений давления Р = 300 мпа и про-межуточной прослойки из сплава титана Вт1.

известно, что свариваемость сплавов титана определяется их газопоглоще-

нием, толщиной оксидной пленки на контактных поверхностях, а также структурными превраще-ниями в металле [8]. при диффузионной сварке в вакууме сплавов на основе титана очистку свари-ваемых поверхностей от оксидных пленок связы-вают с растворением их в металле, а также воз-никновением в стыке растягивающих напряжений при приложении давления, приводящих к растре-скиванию более твердых и хрупких оксидных пле-нок, рекристаллизационными процессами.

при нагреве в вакууме на контактной поверх-ности состыкованных деталей происходят слож-ные физико-химические процессы, связанные с автовакуумированием их внутреннего объема, на-гревом газа внутри него, сорбцией и десорбцией, разрушением оксидных пленок. так в работе [9] показана принципиальная возможность при нагре-ве металлов их автовакуумирования и самоочист-ки контактных поверхностей от оксидных пленок.

авторы работы [10] на основе исследования сплавов титана Вт1, от4, Вт6 приходят к выво-ду, что процесс растворения оксидных пленок в металлической матрице сплавов контролируется диффузией кислорода в ней. анализ кинетиче-

© Ю. В. Фальченко, л. В. петрушинец, В. е. Федорчук, 2017

Т а б л и ц а 1 . Рекомендованные режимы сварки интерметаллид-ных сплавов на основе γ-TiAl

сплав, ат. %режим сварки источ-

никТ, ос Р, мпа t, минTi–48Al–2Mn–2Nb 1350 10 45 [3]Ti–47Al–4 (Cr, Nb, Mn,B) 1200 20 60 [4]Ti–47Al–4 (Cr, Nb, Mn, B) 1150 15 60 [5]Ti–47,9Al 1100 20 180 [6]Ti–44,7Al–4,65Nb–2,73Mn–0,31В 850 300 20 [7]



ских кривых растворения оксидов в сплаве Вт1 свидетельствует о затухающем характере про-цесса растворения оксидов. В отличие от спла-ва Вт1 в легированных алюминием сплавах от4 (3,5Al, 1,5Mn) и Вт6 (6Al, 4,5V) характер раство-рения оксидных пленок более сложный. окис-ление на воздухе сплавов титана, легированных алюминием, сопровождается образованием на их поверхности слоя с повышенным содержанием алюминия.

проведенные в работе [8] исследования показа-ли, что отжиг при температуре нагрева Т = 700 °с в течение 12...15 мин в условиях автовакуумиро-вания образцов из сплава от4-1 (1,5Al, 1,0Mn) с исходной толщиной оксидной пленки около 54 нм (светло-голубого цвета) обеспечивает ее обесцве-чивание, что соответствует толщине оксидной пленки около 20 нм.

по данным работы [11] по мере повышения температуры нагрева и развития физического кон-такта между свариваемыми поверхностями созда-ются условия для «безокислительного» отжига, что приводит к растворению кислорода в титане, а в зоне стыка в виде пленки остаются химические соединения алюминидов. Формирование сварного соединения будет контролироваться диффузион-ным процессом понижения концентрации алюми-ния до уровня, когда невозможно существование его химических соединений.

таким образом, можно предположить, что для получения соединений из интерметаллидных сплавов на основе алюминидов титана, имеющих повышенное содержание алюминия, также важ-ным является вопрос восстановления оксидной пленки на контактных поверхностях образцов.

известны работы, посвященные исследованию стойкости к окислению как интерметаллидных сплавов на основе γ-TiAl [12–14], так и покрытий на этих сплавах [15, 16].

однако для интерметаллидных сплавов γ-TiAl вопрос влияния технологических параметров диффузионной сварки на физико-химическое со-стояние контактной поверхности не исследован. В связи с этим цель данной работы состояла в ис-следовании влияния температуры нагрева на рас-творение оксидной пленки на поверхности γ-TiAl.

Материалы и методы исследования. иссле-дования проводили на образцах интерметаллида γ-TiAl (тi–33,36Al–4,97Nb–2,68сr, мас. %). раз-мер образцов составлял 10×8×3 мм. поверхности образцов шлифовали на наждачной бумаге р400. нагрев образцов проводили в установке У-394м (рис. 1). образцы нагревали со скоростью v = = 150 °с/мин до температуры 800 °с и выдержи-вали в течение 5 мин, после чего их окисляли на воздухе.

В дальнейшем образцы из интерметаллида (2), имеющие на контактных поверхностях (3) слой оксида в состыкованном виде устанавливали меж-ду пуансонами (1) и нагревали в вакуумной каме-ре установки (4) электроннолучевым нагревате-лем щелевого типа (5) до температуры: Т = 900, 1050 и 1200 °с в течение t = 20 мин при вакууме B = 1,33·10–3 па. Усилие поджатия образцов со-ставляло Р = 5 мпа. после остывания до 20 °с образцы вынимали из вакуумной камеры и разъ-единяли. поверхности образцов исследовали ме-тодами оптической и электронной микроскопии. микромеханические характеристики поверхност-ных слоев металла оценивали с помощью прибора пмт-3 с нагрузкой 2 н.

необходимо отметить, что основными метода-ми исследования кинетики взаимодействия спла-вов титана с кислородом, которые проводились в 1970–1980 гг., были методы: интерференционной индикации, эллипсометрии и гравиметрии. В на-шем случае исследование структуры и определе-ние ее элементного состава проводили методом рентгеноспектрального микроанализа (рсма) на базе аналитического комплекса, состоящего из сканирующего электронного микроскопа JSM-35 CF фирмы «JEOL» и рентгеновского спектро-метра с дисперсией по энергии рентгеновских квантов (модель INCA Energy-350 фирмы «Oxford Instruments»). Как отмечается в ряде работ [17, 18] данный метод успешно применяется для исследо-вания кинетики окисления металлов.

Экспериментальные результаты и обсужде-ние. после окисления поверхность образцов име-ла плотную оксидную пленку темно-серого цве-та (рис. 2). микротвердость интерметаллидного сплава γ-TiAl в исходном виде составляет 4,6 Гпа. после окисления наблюдается значительное по-вышение микротвердости до 13 Гпа.

согласно данным работы [6] оксидная пленка темно-серого цвета на поверхности γ-TiAl состоит из TiO2 (рутила) и α-Al2O3.

рис. 1. схема проведения экспериментов в установке У-394м (описание 1–5 см. в тексте)



после окисления содержание кислорода на по-верхности образца составляет 40,99 мас. % (табл. 2).

Как показали наши исследования автовакууми-рование образцов (рис. 1) при их нагреве в вакуу-ме до 900 °с и выдержка в течение 20 мин позво-ляют снизить содержание кислорода на контактной поверхности с 40,99 до 28,62…29,32 мас. %. на поверхности образцов наблюдаются отдельные участки схватывания, однако их общее количе-ство не значительно (рис. 3). необходимо отме-тить, что в следствие автовакуумирования образ-цов изменяется цвет их контактных поверхностей из темно-серого в серый. Данное изменение цвета поверхности, по нашему мнению, может быть связано с растворением кислоро-да в металле образцов, что согласуется с данными работ [8, 10].

повышение температуры выдержки образцов в вакууме до 1050 °с приводит к появлению более протяженных участ-ков схватывания, содержание кислоро-да в которых составляет 13,01…13,89 мас. % (рис. 4). на контактной поверх-ности образцов кроме участков схваты-вания, имеющих цвет не окисленного

металла, также наблюдаются обособленные участ-ки светло-серого цвета.

при дальнейшем повышении температуры на-грева до 1200 °с характер рельефа поверхности существенно изменяется (рис. 5), с плоскостного он преобразуется в объемный. на участках схва-тывания наблюдаются гребни отрыва, наличие которых свидетельствует об образовании связей между этими частями контактных поверхностей.

при температуре нагрева 1200 °с участки схватывания занимают 90 % поверхности образ-ца. Выдержка при данной температуре обеспечи-вает полное обесцвечивание контактной поверх-

Таблица. 2. Содержание элементов на поверхности образца γ-TiAl

режимобработки

но-мер

точки

содержание элементов, мас. %

[о] Ti Al Cr Nb

после окисления 1 40,99 36,48 17,83 1,38 3,31

нагрев при 900 ос1 28,62 41,80 22,50 2,44 4,642 29,32 44,71 21,32 1,79 3,03

нагрев при 1050 ос1 13,01 53,22 27,47 2,29 4,012 13,89 53,84 25,46 2,20 4,62

нагрев при 1200 ос1 6,12 77,56 11,58 0,00 4,74

2 7,74 67,06 16,70 1,26 7,25

рис. 2. Вид поверхности образца γ-TiAl после нагрева в вакууме и окисления на воздухе: а — электронная (×250); б — опти-ческая (×25) микроскопия

рис. 3. Вид поверхности образца γ-TiAl после нагрева в вакууме при 900 °с: а — электронная (×30); б — оптическая (×50) микроскопия



ности, что сходно с механизмом самоочистки от оксидов легированных сплавов титана [8]. содер-жание кислорода на поверхности образцов γ-TiAl составляет 6,12…7,74 мас. %. оценка микромеха-нических характеристик на поверхности образцов после их автовакуумирования при Т = 1200 °с пока-зывает, что вследствие растворения кислорода в ма-трице интерметаллида микротвердость снижается с 13 (после окисления) до 6,5 Гпа.

на рис. 6 приведен график влияния температу-ры нагрева на содержание кислорода на контакт-ной поверхности образцов γ-TiAl.

Как видно из графика нагрев алюминида ти-тана при 1200 °с в течение 20 мин в вакууме по-зволяет уменьшить содержание кислорода в сты-

ке в 5 раз с 40,99 в состоянии после окисления до 6,12…7,74 мас. %.

результаты экспериментов согласуются с резуль-татами работы [6], в которой на сплаве γ-TiAl иссле-довали влияние параметров диффузионной свар-ки на формирование в стыке физического контакта. авторы работы приходят к выводу, что оптималь-ной температурой сварки является температура Т = = 1200 °с при времени выдержки t = 60 мин, давле-нии Р = 10 мпа, что по мнению авторов позво-ляет получать сварные соединения без наличия остатков оксидной пленки в стыке.

Как показали наши исследования диффузион-ная сварка в вакууме интерметаллидного спла-ва γ-TiAl на режиме: Т = 1200 °с, t = 20 мин, Р = = 70 мпа, также обеспечивает получение соеди-нений (рис. 7), в которых дефекты в виде микро-пор и остатков оксидных включений отсутствуют.

таким образом, на примере исследования со-держания кислорода на поверхностях γ-TiAl после окисления на воздухе и нагрева в вакууме, показа-но, что нагрев образцов до 1200 °с при выдерж-ке в течение 20 мин способствует уменьшению содержания кислорода на контактных поверхно-стях более чем в 5 раз с 40,99 в состоянии после окисления до 6,12…7,74 мас. %. анализ поверх-ности разрушения образцов после их автовакуми-рования показывает, что вследствие растворения ок-сидной пленки в матрице интерметаллидного сплава



рис. 6. Влияние температуры нагрева на содержание кисло-рода на контактной поверхности образцов γ-TiAl



в зоне контакта происходит полное обесцвечивание сопрягаемых поверхностей, что сходно с механиз-мом самоочистки от оксидов легированных сплавов титана. Диффузионная сварка в вакууме γ-TiAl (тi–33,36Al–4,79Nb–2,68сr, мас. %) на режиме: темпе-ратура Т = 1200 °с, давление Р = 70 мпа, про-должительность процесса t = 20 мин обеспечивает формирование бездефектных соединений.

Список литературы1. Diffusion welding of γ-TiAl based alloys through nano-

layered foil of Ti/Al system / A. I. Ustinov et al. // Intermetallics. – 2008. – Vol. 16, № 8. – P. 1043–1045.

2. харченко Г. К., Фальченко Ю. В., петрушинец л. В. Ди-фузійне зварювання у вакуумі інтерметалідного сплаву γ-TiAl із сплавом титану Вт8 // Вісник чДтУ. серія тех-нічні науки. – 2012. – № 1. – с. 131–135.

3. Godfrey S. P., Threadgill P. L., Strangwood M. S. High temperature phase transformation kinetics and their effects on diffusion bonding of Ti48Al–2Mn–2Nb // Journal de Physique IV. – 1993. – Vol. 3, № 11. – р. 485–488.

4. Bohm K.-H., Cam G., Kocak M. Charakterisierung diffusionsgeschweibter Titanaluminide // Schweissen und Schneiden. – 1997. – № 9. – р. 660–671.

5. Cam G., Bohm K.-H.., Kocak M. Diffusionsschweiben fein-gegossener Titanaluminide // Ibid. – 1999. – № 8. – р. 470–475.

6. Nakao Y., Shinozaki K., Hamada M. Diffusion bonding of intermetallic compound TiAl // ISIJ International. – 1991. – Vol.31, № 10. – р. 1260–1266.

7. сварка давлением интерметаллидого сплава γ-TiAl / а. н. Юштин и др. // автоматическая сварка. – 2001. – № 1. – с. 33–37.

8. Диффузионная сварка титана / Э. с. Каракозов и др. – м.: металлургия, 1977. – 272 с.

9. самоочистка от оксидов стыкуемых поверхностей при сварке в твердой фазе с нагревом (аналитический обзор) / с. и. Кучук-яценко и др. // автоматическая сварка. – 1998. – № 2. – с. 16–23.

10. пешков В. В., холодов В. п. Кинетика растворения ок-сидных пленок в титане при диффузионной сварке // сва-рочное производство. – 1985. – № 4. – с. 35–37.

11. Диффузионная сварка титана и его сплавов / а. В. бон-дарь и др. – Воронеж: изд-во Воронежского государ-ственного университета, 1998. – 256 с.

12. Фишгойт л. а., мешков л. л. Коррозионно-электрохи-мические свойства интерметаллидов системы титан–алюминий // Вестник московского университета. се-рия 2. химия. – 1990. – т. 40, № 6. – с. 369–372.

13. Małecka J. The surface layer degradation of γ-TiAl phase based alloy // Journal of Achievents in materials and manufacturing engineering. – 2013. – Vol. 58, № 5. – р. 31–37.

14. Влияние легирования на жаростойкость сплавов на ос-нове интерметаллида алюминия системы Al−Ti−Cr со структурой типа L12 / Ю. В. мильман и др. // Доповiдi нацiональної академiї наук України. – 2012. – № 4. – с. 87–93.

15. Chu M. S., Wu S. K. Improvement in the oxidation resistance of α2-Ti3Al by sputtering Al film and subsequent interdiffusion treatment // Surface and Coatings Technology. – 2004. – Vol. 179. – р. 257–264.

16. Effects of additives on corrosion and wear resistance of micro-arc oxidation coatings on TiAl alloy / WU Xiang-qing et al. // Transactions of nonferrous metals society of China. – 2010. – № 20. – P. 1032–1036.

17. особенности кинетики окисления титана при получении рутила окислительным конструированием тонкостенной керамики / К. а. солнцев и др. // неорганические мате-риалы. – 2008. – т. 44, № 8. – с. 969–975.

18. структура и свойства оксидных покрытий, полученных электролитно-плазменным оксидированием на подложке из Al–Cu и Al–Mg сплавов / а. Д. погребняк и др. // Фи-зическая инженерия поверхности. – 2008. – т. 6, № 1–2. – с. 43–50.

Ю. В. Фальченко, л. В. петрушинець, В. Є. Федорчук



ВплиВ температУри наГрІВання У ВаКУУмІ на поВеДІнКУ оКсиДноЇ плІВКи

на поВерхнІ ІнтерметалІДноГо сплаВУ γ-TiAl

У роботі розглянуто вплив температури нагрівання у вакуумі і часу витримки на відновлення оксидної плівки на поверхні інтерметалідного сплаву γ-TiAl. аналіз робіт з дифузійного зварювання алюмінідів титану показав, що існують значні розбіжності в рекомендованих авторами режимах зварюван-ня (температурі, тиску і тривалості процесу). проаналізовано вплив концентрації кисню, що міститься в оксидній плівці на контактних поверхнях зразків, на їх схоплювання в процесі нагрівання у вакуумі. експериментально встановлено, що з підвищенням температури нагрівання попередньо окислених зразків алюмініду титану з 900 до 1200 °с характер рельєфу поверхні в зоні контакту змінюється з площинного на об’єм-ний. Встановлено, що нагрів окислених зразків з інтермета-лідного сплаву γ-TiAl в умовах вакууму при 1200 °с протя-гом 20 хв під тиском 5 мпа дозволяє зменшити вміст кисню в стику в 5 разів з 40,99 до 6,12...7,74 мас. %. бібліогр. 18, табл. 2, рис. 7.

Ключові слова: інтерметалідний сплав γ-TiAl, оксид, вакуум, температура нагрівання

поступила в редакцію 16.03.2017

рис. 7. микроструктура (×3000) зоны соединения γ-TiAl, по-лученного при диффузионной сварке на режиме: Т = 1200 °с, t = 20 мин, Р = 70 мпа



УДК 621.791.92.042;

раЗработКа ЭлеКтроДУГоВых поКрытий Для ВосстаноВления ШтоКоВ ГиДроЦилинДроВ

ГорноДобыВаЮЩеГо оборУДоВания с исполЬЗоВанием пороШКоВых проВолоК*

Т. Р. СТУПНИЦКИЙ, М. М. СТУДЕНТ, В. И. ПОХМУРСКИЙ, М. Б. ТЫМУСЬФизико-механический институт им. Г. В. Карпенко нан Украины. 79060, г. львов, ул. научная, 5.

E-mail: [email protected].

В работе сформулированы основные требования к порошковым проволокам на основе ферросплавов систем Fe–Cr–C и Fe–Cr–B с содержанием хрома свыше 12 мас. % для электродугового напыления износо- и коррозионностойких покрытий. обнаружено, что наличие 12 мас. % хрома в шихте порошковой проволоки, в отличие от стали, не обе-спечивает коррозионной стойкости покрытий в нейтральных водных растворах. причины этого были исследованы. Экспериментально установлено, что коррозионная стойкость покрытий, содержащих сверх 12 мас. % хрома, обратно пропорциональна их химической микрогетерогенности. показана высокая эффективность использования пропитки покрытия ингибированным 3%-м раствором Hydroway 1060 для предотвращения проникновения агрессивной среды через поры покрытия к подложке. разработаны синергичные композиции ингибиторов натрий бензоат + бензилбензо-ат, обеспечивающие степень защиты от коррозии стали подложки покрытий до 99,14 %. библиогр. 12, табл. 1, рис. 8.

К л ю ч е в ы е с л о в а : дуговые покрытия, порошковые проволоки, ферросплавы, химическая неоднородность, корро-зионная стойкость, оксид, карбид, борид, ингибитор

Значительная часть элементов конструкций от-ветственных машин и механизмов, в частности, гидроцилиндров шахтного, горнодобывающего и коммунального оборудования, подвергаются кор-розионно-абразивному изнашиванию во время длительной эксплуатации в жестких условиях на-грузки в нейтральных водных средах (рис. 1).

Для защиты от коррозионно-абразивного изно-са в большинстве случаев используют метод элек-тролитического хромирования, однако из-за его канцерогенных отходов в промышленно разви-тых странах мира ищут альтернативные техноло-гии. Ведущие фирмы мира (Metco, Castolin, TAFA, Deloro, Nanosteel) применяют для этой цели тех-нологии нанесения геотермических покрытий [1–3]. среди этих технологий электродуговое на-пыление покрытий характеризуется высокой про-изводительностью при малейших расходах, что вызывает особый интерес [4–6]. Для формиро-вания коррозионностойких электродуговых по-крытий (ЭДп) как электродные материалы часто используют сплошные нержавеющие проволоки типа 40X13 или 08х18н10т, однако покрытиям из них присуща низкая твердость и износостойкость и достаточно высокая стоимость [7, 8].

Методические аспекты исследований. по-рошковые проволоки (пп) систем Fe–Cr–C и

Fe–Cr–B изготовляли в оболочке из низкоуглеро-дистой стали 08 кп. В качестве шихтовых матери-алов использовали порошки высокоуглеродистого феррохрома, феррохромбора, хрома, ферросили-ция, феррофосфора и самофлюсующегося сплава пГ-10н-01. Коэффициент заполнения пп состав-лял 25…27 %. Электродуговые покрытия тол-щиной 1,2...1,5 мм наносили металлизатором Фми-2 из стали 08х18н10т и пп оптимизиро-

* работа выполнена в рамках программы нан Украины «проблеми ресурсу і безпеки експлуатації конструкцій, споруд та машин» в 2013–2015 гг.

© т. р. ступницкий, м. м. студент, В. и. похмурский, м. б. тымусь, 2017

рис. 1. повреждения поверхности штока: локальная корро-зия, ушибы, задиры, абразивный износ



ванных составов диаметром 1,8 мм на образцы из стали 12х1мФ. режимы нанесения покрытий: ток 150 а, напряжение горения дуги 32...34 В. распы-ление производили струей воздуха под давлением 0,4...0,8 мпа с дистанции 150 мм.

полноту сплавления шихты и оболочки покры-тий (химическую микрогетерогенность) оценива-ли по введенному нами коэффициенту микроге-терогенности (КмГ) [9], и по электрохимической методике движущегося капилляра [10]. Коэффи-циент КмГ характеризирует отклонение содержа-ния каждого из элементов легирования в преде-лах отдельной ламели от его среднего содержания в покрытии. Для определения коэффициента КмГ сравнивали интегральное содержание конкретно-го элемента легирования на участке площадью 100 мм2 с его локальным содержанием на прямоу-гольных участках площадью 35·10–4 мм2, которые по величине соизмеримы со средней площадью ламелей в покрытиях. определение КмГ покрытия проводили не менее, чем на десяти участках, рас-положенных друг от друга на расстоянии мини-мум 5 мм по ширине пятна пучка напыления, ко-торая составляет 25...30 мм. Значение КмГ из этих участков усреднялось.

Коррозионные свойства определяли в потен-циодинамическом режиме на установке сВа-1бм по триэлектродной схеме: рабочий электрод (об-разец) — электрод сравнения (хлорсеребряный типа ЭВл-1м1) — вспомогательный электрод (платиновый). скорость изменения потенциала 2 мВ/с. токи коррозии определяли, экстраполируя линейные участки поляризационных кривых на потенциал коррозии.

Результаты исследований и их обсуждение. при получении ЭДп способом напыления пп си-стем Fe–Cr–C и Fe–Cr–B вследствие быстротечно-сти процессов плавления проволок не образуется общая ванна, хромсодержащая шихта полностью не растворяется в расплаве стальной оболочки, в результате чего возникает сильная химическая ми-крогетерогенность покрытий, которая существен-но влияет на их коррозионную стойкость.

Установлено, что, в отличие от сплошных ма-териалов, наличие в шихте пп 12 мас. % хрома не

обеспечивает коррозионную стойкость ЭДп в ней-тральных водных средах. Это вызвано:

– неравномерным распределением хрома в ла-мелях покрытий из-за их высокой химической ми-крогетерогенности. Капли, образующиеся из рас-плава пп (в отличие от капель, полученных из сплошной проволоки), имеют сильно разнящийся химический состав, который определяется полно-той сплавления шихтовых компонентов между со-бой и стальной оболочкой;

– переходом некоторой части хрома в карбиды (для системы легирования Fe–Cr–C) и в бориды (для системы легирования Fe–Cr–B), что суще-ственно уменьшает его содержание в твердом рас-творе покрытия;

– обеднением содержания хрома в твердом рас-творе покрытия вследствие формирования из не-которой его части оксидов.

Экспериментально установлено, что во время напыления ЭДп с пп систем Fe–Cr–C и Fe–Cr–B в зависимости от полноты сплавления шихты пп и его стальной оболочки могут формироваться по-крытия следующих трех типов (рис. 2). Шихта пп не сплавляется с расплавом стальной оболочки и образуется химически микрогетерогенное покры-тие, которое состоит из ламелей, сформирован-ных отдельно из стальной оболочки с включени-ями частиц тугоплавкой шихты (рис. 2, а). при этом ламели сильно отличаются по химическому составу и концентрации хрома в них. практиче-ски КмГ для такого рода покритий находится в пределах 0,3…0,99. Это І тип. Шихта пп частич-но сплавляется с оболочкой. В этом случае ламели покрытия в меньшей степени отличаются по со-держанию химических элементов, в частности и по концентрации хрома. Для этого покрытия КмГ может быть в пределах 0,1…0,3 (рис. 2, б). Это ІІ тип. Компоненты шихты полностью сплавляются между собой и его оболочкой, образуя химически гомогенный расплав (рис. 2, в). Это ІІІ тип. В этом случае расчетный химический состав пп соответ-ствует более чем на 90 % фактическому составу каждой образовавшейся ламели покрытия. В этом случае КмГ будет менее 0,1.

рис. 2. типовые структуры ЭДп в зависимости от степени сплавления компонентов шихты пп с его оболочкой: а — только высокохромистая шихта; б — высокохромистая шихта с добавлением пГ-10н-01; в — высокохромистая шихта с добавлением ферросилиция и феррофосфора



Установлено, что для обеспечения покрытиям с пп коррозионной стойкости в нейтральных во-дных средах необходимо, чтобы их микрострук-тура соответствовала третьему типу покрытий (рис. 2, в) и КмГ по хрому был менее 0,1.

Как показывают экспериментальные данные, наличие в шихте только высокоуглеродистого феррохрома (пп 140X14) не обеспечивает пол-ноценного сплавления шихты пп и оболочки (рис. 2, а). Установлено, что для улучшения сплав-ления и достижения равномерного распределения хрома в ламелях покрытий к шихте пп (кроме феррохрома или феррохромбора, которые обеспе-чивают покрытию необходимое содержание хро-ма и твердость) необходимо добавлять порошки ферросилиция (Fe–Si), феррофосфора (Fe–P) или самофлюсующегося сплава (пГ-10н-01), которые могут образовывать низкотемпературные эвтек-тики между компонентами шихты пп и его обо-лочкой. Выяснено, что этим путем можно снизить химическую гетерогенность покрытий до уровня КмГ (сr) = 0,05 (рис. 3).

Экспериментально установлено, что эвтекти-ческое плавление шихтовых компонентов спо-собствует образованию внутри пп значительно-го количества легкоплавкого расплава, в котором растворяются тугоплавкие компоненты феррохро-

ма (рис. 4). также, это обеспечивает то, что еще на расстоянии 2…3 мм от активных пятен дуги происходит сплавление расплава с внутренней по-верхностью оболочки пп. Вследствие этого хи-мическая гетерогенность покрытий сильно сни-жается, поскольку возрастает время нахождения металла в жидкой фазе (рис. 5).

Для предотвращения перехода хрома в оксиды во время образования капель в процессе напыле-ния покрытий предложено вводить в состав ших-ты пп такие элементы, как Al, Ti, Si, B, свободная энергия оксидоформирования которых меньше, чем для оксидов хрома, и поэтому оксиды этих элементов формируются быстрее. итак, введе-ние в шихту пп до 2 мас. % Al или Si частично предотвращает образование хромсодержащих ок-сидов и приводит к протеканию алюмо- и сили-котермических реакций восстановления хрома из его оксидов. В целом это способствует переходу почти всего количества хрома из состава шихты пп в твердый раствор покрытия.

Вместе с тем предотвратить формирование карбидов и боридов на основе хрома во время кристаллизации на поверхности напыления ка-пель покрытия невозможно, поэтому это количе-ство хрома, которое примет участие в их образо-вании, следует учитывать и компенсировать. Для пп систем Fe–Cr–C и Fe–Cr–B предложены рас-четные формулы по определению в них количе-ства хрома (с учетом количества, которое пойдет на образование карбидов и боридов), достаточно-го для обеспечения коррозионной стойкости ЭДп в нейтральных водных средах [11]. при выполнении расчетов по предложенным формулам было обна-ружено, что для покрытий с пп системы Fе–сr–В необходимо обеспечить большее содержание хро-ма, чем для покрытий с пп системы Fе–сr–с. Ведь хромсодержащие карбиды формируются только в ферритной фазе покрытий, количество которой в структуре покрытия можно легко ограничить компо-нентным составом шихты пп, тогда как хромсодер-жащие бориды в покрытиях с пп системы Fе–сr–B формируются во всех присутствующих фазах. В ре-

рис. 3. Влияние содержания компонентов шихты пп на коэф-фициент КмГ (Cr)

рис. 4. растворение феррохрома в расплаве пп 140х14н2тЮ

рис. 5. Влияние содержания самофлюсующегося сплава пГ-10н-01 в шихте пп на сплавление шихты и оболочки



зультате выполнения расчетов были оптимизирова-ны составы пп 140х14н2тЮ системы Fе–сr–с и пп 70х20рЗГс2Ю системы Fе–сr–В по количеству хрома в них.

Коррозионные свойства покрытий. Электрохи-мические исследования показали, что коррозион-ная стойкость (Ікорр.) покрытий системы Fe–Cr–с в 3 %-м водном растворе Naсl обратно пропор-циональна их химической микрогетерогенности по содержанию хрома, определенному по коэф-фициенту КмГ, а также электрохимической ми-крогетерогенности, определенной по методике движущегося капилляра, которые, как оказалось, коррелируют между собой (рис. 6). с уменьше-нием коэффициента КмГ (сr) от 0,2 до 0,05 плот-ность тока коррозии снижается практически на порядок от 0,014 до 0,0015 ма/см2, и приходит к уровню токов коррозии 0,0008 ма/см2, которые были зафиксированы для покрытия, сформиро-ванного из нержавеющей проволоки 08х18н10т. Вместе с тем обнаружено, что повышением кор-розионной стойкости самих покрытий не удается обеспечить надежную защиту металлических ос-нований, на которых формировали покрытия, от воздействия коррозионной среды в результате их естественной пористости.

с целью предотвращения проникновения ра-бочей среды через поры внутрь покрытия (до ме-таллического основания) было предложено пред-варительно пропитывать покрытия минеральным маслом и-20, или 3%-м водным раствором эмуль-сола марки Hydroway-1060, которые используют в качестве рабочих жидкостей в гидроцилиндрах различного назначения.

предварительные исследования указали на не-обходимость разработки эффективных ингибиро-ванных композиций на основании натрия бензо-ата, натрия силиката и бензилбензоата, которые являются экологически безопасными.

при длительных испытаниях покрытий в среде «кислого дождя» их электродный потенциал оста-новился на уровне –450 мВ (рис. 7), что означает — жидкость прошла через напыленное покрытие к стальной почве. но после пропитки покрытия 3%-м раствором эмульсола Hydroway-1060 его по-тенциал эффективно смещается к положительным значениям и устанавливается на уровне –265 мВ, в то время как пропитка 3%-м раствором эмуль-сола Hydroway-1060, ингибированного синерги-ческой композицией из смеси 1 г/л натрий бен-зоата (нб) и 1 г/л бензилбензоата (бб), смещает его потенциал в положительную область и уста-навливает на уровне 20 мВ. а это значит, что эта ингибированная рабочая жидкость для гидроци-линдров не только предотвращает доступ жидко-сти во внутрь покрытий к стальной подложке, но и эффективно ингибирует его поверхность, а так-же и образующие поверхности — межламелярное пространство покрытий.

после экспозиции 168 ч происходит смеще-ние электродного потенциала в анодную зону, что характеризирует образование на поверхно-сти специфических соединений, в состав кото-рых входят катионы железа и анионы бензоата. характерным свойством бензоатсодержащих со-единений является то, что они адсорбируются на поверхности стали, создавая довольно плотную пассивную пленку, которая препятствует взаимо-действию коррозионно-активной среды и сталь-ной поверхности. Вследствие этого токи корро-зии материала подложки покрытий существенно уменьшаются по сравнению с током в неингиби-рованой среде (рис. 8).

В результате проведенных электрохимических исследований в хлоридсодержащей среде наблю-дается явление синергизма при сочетании 3%-й

рис. 6. Зависимости плотности тока коррозии Iкорр. и электро-химической микрогетерогенности покрытия ΔЕ от коэффици-ента КмГ в 3%-м водном растворе Naсl

рис. 7. изменение электродного потенциала ΔЕ покрытия с пп 140х14н2тЮ со временем его выдержки в среде «кис-лого дождя», пропитанного различными жидкостями: 1 — эмульсол 3% + нб + бб; 2 —эмульсол 3%; 3 — масло и20; 4 — без пропитки



эмульсии эмульсола с 1 г/л натрий бензоата и 1 г/л бензилбензоата, поскольку происходит уменьше-ние Ікорр. до 6 раз по сравнению с тем, когда ис-пользовались отдельные ингибиторы (таблица).

расчет эффективности действия ингибито-ров, проведенный по формуле для определения степени защити [12], показал, что ингибирова-ние в 3%-й эмульсии эмульсола Hydroway-1060 в хлоридсодержащей среде натрия бензоата обе-спечивает степень защити Z(нб) = 90,41, а на-трия силиката Z(нб+нс) = 82,16, в то время как раствор 1 г/л натрия бензоата +1 г/л бензилбен-зоата обеспечивает наилучшую степень защиты от коррозии стали 12х1мФ (Z(нб+бб) = 99,14). В процессе эксплуатации покрытий в среде ин-гибированного эмульсола происходит ингиби-рование металла вследствие образования на по-верхности адсорбционных пассивных пленок, что есть результатом взаимодействия катионов ионизированного металла с ионными остатками ингибиторов.

Выводы1. разработаны порошковые проволоки 140х14н2тЮ, 70х20рЗГс2Ю систем Fе–сr–с и Fе–сr–В, позволяющие формировать электроду-

говые покрытия с низким коэффициентом хими-ческой микрогетерогенности КмГ (сr) = 0,05...0,07 и с коррозионной стойкостью на уровне покрытия, напыленного нержавеющей проволокой из стали 08х18н10т, а также износостойкостью на уровне гальванического хромового покрытия.

2. созданы синергические композиции инги-биторов, которые добавляются к 3%-й эмульсии эмульсола Hydroway-1060 и эффективно защи-щают как электродуговое покрытие, так и метал-лический материал его подложки от коррозии в хлоридсодержащей среде со степенью защиты Z(нб+бб) = 99,14 %.

Список литературы1. Picas J. A. Forn A., Matthäus G. HVOF coatings as an

alternative to hard chrome for pistons and valves // Wear. – 2006. – № 261. – P. 477–488.

2. HVOF–Deposited WCCOCr as replacement for hard Cr in landing gear actuators / A. Aguёro et al.] // Journal of Thermal Spray Technology. – 2011. – № 20(6). – P. 1292–1309.

3. Flitney B. Alternatives to chrome for hydraulic actuators // Sealing technology. – October 2007. – № 10. – P. 8–12.

4. маркович с. І. підвищення зносостійкості деталей ма-шин електродуговим напиленням композиційних по-криттів з застосуванням різнорідних дротів: автореф. дис. на здобуття наук. ступеня канд. техн. наук: спец. 05.02.04 «тертя та зношування в машинах» / с. І. марко-вич. – Київ, 2007. – 20 с.

5. полетаев В. а., третьякова н. В., Карамов и. а. иссле-дование деталей электронасосов, упрочненных металли-зацией, на износостойкость // Вестник иГЭУ. – 2007. – № 3. – с. 1–4.

6. Эффективность применения современных газотермиче-ских методов напыления для защиты оборудования хи-мической промышленности от коррозии и изнашивания / л. х. балдаев и др. // химическая техника. – 2007. – № 11. – с. 32–33.

7. Janpin K., Jiansirisomboon S. Characterization and Microstructure of Thermal Sprayed Stainless Steel/Magnesium Oxide Nanocomposite Coatings // Journal of the Microscopy Society of Thailand. – 2011. – № 4(1). – P. 56–59.

8. Dallaire S., Legoux J.–G., Levert H. Abrasion Wear Resistance of Arc–Sprayed Stainless Steel and Composite Stainless Steel Coatings // Journal of Thermal Spray Technology. – 1995. – № 4(2). – P. 163–168.

9. Iron-based coatings arc-sprayed with cored wires for appli-cations at elevated temperatures / B. Wielage et al. // Surface and Coating Technology. – 2013. – № 220. – P. 27–35.

10. хома м. с., сисин Г. м. Вплив корозії у середовищах з різним pH на локальні електродні потенціали сталей // Фіз.–хім. механіка матеріалів. – 2010. – № 3. – с. 92–97.

11. Optimization of the chromium content of powder wires of Fe–Cr–C and Fe–Cr–B systems according to the corrrosion resistance of electric-arc coating / T. R. Stupnytskyi et al. // Materials Science. – 2016. – Vol. 52, № 2. – р. 165–172.

12. справочник по электрохимии: под ред. а. м. сухотина. – л.: химия, 1981. – 488 с.

Плотность тока коррозии стали 12Х1МФ при использовании различных ингибиторовплотность

тока коррозии сталь 12х1мФ в хлорсодержащей среде с различными ингибиторами

12х1мФ + 3%-й NaCl *12х1мФ *нб *нб+нс *нб+ббT = 24 ч

Ікорр.·10-4, ма/см2 8,94 5,9 2,72 0,86 0,72T = 168 ч

Ікорр.·10-4, ма/см2 14,4 22,2 2,13 3,96 0,35* 3%-я эмульсия эмульсола в хлоридсодержащей среде.

рис. 8. Коррозионная стойкость подложки покрытий — ста-ли 12х1мФ, в растворе 3%-го NaCl и 3%-й эмульсии эмуль-сола Hydroway-1060, ингибированного синергичной компо-зицией, выдержка 168 ч. состав среды 1:1. 1 — 12х1мФ в 3%-м NaCl; 2 — 12х1мФ в 3%-й водной эмульсии эмуль-сола; 3 — 1 г/л натрия бензоата; 4 — 1 г/л натрия бензоа-та + 1 г/л натрия силиката; 5 — 1 г/л натрия бензоата +1 г/л бензилбензоата



т. р. ступницький, м. м. студент, В. І. похмурський, м. б. тимусь

Фізико-механічний інститут ім. Г. В. Карпенка нан України. 79060, м. львів, вул. наукова, 5.

E-mail: [email protected].

роЗробКа елеКтроДУГоВих поКриттІВ Для ВІДноВлення ШтоКІВ ГІДроЦилІнДрІВ

ГІрничоДобУВноГо облаДнання ІЗ ЗастосУВанням пороШКоВих ДротІВ

У статті сформульовано основні вимоги до порошкових дро-тів базових систем Fe–Cr–C та Fe–Cr–B на основі фероспла-вів для електродугового напилення зносостійких покриттів з підвищеною корозійною стійкістю в нейтральних водних середовищах. Встановлено, що на відміну від суцільних ма-

теріалів для електродугових покриттів наявність 12 мас. % хрому в шихті порошкових дротів не забезпечує їх корозійної стійкості, та з’ясовані основні причини цього. експеримен-тально зафіксовано, що корозійна стійкість електродугових покриттів з порошкових дротів, що містять понад 12 мас. % хрому, обернено пропорціональна їх хімічній мікрогетеро-генності. показана висока ефективність і доцільність викори-стання просочування покриттів інгібованим 3%-м розчином емульсолу марки Hydroway 1060 для запобігання проникнен-ня водних робочих середовищ через пори покриття до мета-левої основи. створено синергічні композиції інгібіторів на-трій бензоату та бензилбензоату для захисту покриттів та їх підложки від корозії зі ступенем захисту до 99,14 %.

Ключові слова: феросплави, порошковий дріт, електродугові покриття, корозійна стійкість, оксиди, карбіди, бориди, хіміч-на мікрогетерогенність, інгібітор


К ЕВСКАЯ ТЕ Н ЕСКАЯ ЯРМАРКА С 28 по 30 марта 2017 г. на территории Международного в ставочного

центра состоялась I Киевская техническая ярмарка, в рамках которой б ли проведен специализированн е в ставки S E и I E 3 . Тематика в ставок об единила технологии и оборудование для переработки пластмасс, технологии, оборудование и материал для аддитивного производства и 3 печати, а также машиностроение, метал-лообработку, инструмент и обработку поверхности. Организатор в ста-вок Международн й в ставочн й центр.

В в ставках приняли участие 98 предприятий из 7 стран мира, в том числе из Австрии, Беларуси, Германии, талии, Польши, Турции, Китая. Общая площадь кспозиции составила 5000 кв. м., за три дня работ в ставки посетило 2485 специалистов.

В целом участники в ставок отмечали, что после нескольких лет за-тишья на пром шленном р нке потребители в том году активизирова-лись и проявили пов шенн й интерес к новому оборудованию и матери-алам, и как прямое следствие, «отложенн й спрос» позволил участникам прямо с в ставки совершить ряд продаж. Многие в сказали мнение, что мероприятие прошло значительно ективнее, чем в прошл е год . Комментарии кспертов на в ставке б ли позитивн ми и обнадеживаю-щими. Несмотря на сложное положение в Украине, в ставка б ла очень интересна для посетителя.

В рамках ярмарки б ли проведен кругл е стол по актуальн м вопросам 3 печати для современной пром шленности, котор е в звали заметн й интерес у посетителей и участников ярмарки:

«Комплексная технология САПР reo arametric для проектирования, виртуального моделирова-ния и подготовки к производству изделий, изготавливаем х методами 3 печати и литья пластмасс» ( нже-нерная компания «Технополис»)

«3 печать для пром шленн х предприятий» (ООО « матек- ско») «Трехмерная печать для ективного производства. Оборудование и материал для 3 печати. с-

пользование печати в производстве» (Компания rostir 3 ) «3 технологии в пром шленности. Области применения аддитивн х технологий в пром шленности

Украин . Практическое применение. Риски и перспектив . Тренд технологии в 2017 г.» (ООО «Смарт-Принт»).

Постоянн м участником ярмарки является научно-техническое издательство нститута лектросварки им. Е. О. Патона НАН Украин , на стенде которого посетители могли познакомиться с научно-техническими журналами, издаваем ми С: «Автоматическая сварка», «Техническая диагностика и неразрушающий контроль» и «Современная лектрометаллургия».

по материалам пострелиза



УДК 621.791.72

лаЗерная сВарКа тонКостенных ФилЬтрУЮЩих ЭлементоВ иЗ стали 08х18н10т*

В. Д. ШЕЛЯГИН, В. Ю. ХАСКИН, А. В. БЕРНАЦКИЙ, А. В. СИОРАиЭс им. е. о. патона нан Украины. 03680, г. Киев-150, ул. Казимира малевича, 11. E-mail: [email protected]

работа посвящена повышению надежности и долговечности эксплуатации аппаратов химического производства за счет замены процесса пайки сваркой при изготовлении фильтрующих элементов. проведен сравнительный анализ трех способов сварки (аргонодуговой, электронно-лучевой и лазерной) в применении к соединению тонкостенных трубчатых конических заготовок для фильтрующих элементов из нержавеющей стали 08х18н10т. изучены дефекты, характерные для указанных способов сварки, и предложены методики их устранения. Установлено, что наибольшую производительность, в совокупности с высокой стабильностью формирования швов, имеет лазерная сварка, что делает целесообразным ее использование в качестве промышленного технологического процесса при изготовлении тонкостен-ных конических фильтрующих элементов. библиогр. 9, рис. 5.

К л ю ч е в ы е с л о в а : нержавеющая сталь, тонкостенные изделия, лазерная сварка, производительность, кромки, технологическая оснастка, механические свойства, коррозионная стойкость

В химической, атомной и других отраслях про-мышленности для получения ответственных со-единений при изготовлении коррозионностойких металлоконструкций часто применяют способ пайки для соединения тонкостенных заготовок, что требует использования дорогостоящих при-поев [1]. Замена способа пайки сваркой позволяет как снизить стоимость изготовления таких соеди-нений, так и повысить их механические характе-ристики.

одной из особенностей сварки трубной арма-туры и фильтрующих элементов из тонколисто-вых аустенитных нержавеющих сталей является необходимость получения качественных безде-фектных соединений, не требующих в дальней-шем финишной обработки. В том числе желатель-но исключить потребность в рихтовке сваренного изделия. получаемые сварные соединения долж-ны быть максимально близки по механическим свойствам и коррозионной стойкости к основно-му металлу [2]. еще одной особенностью сварки фильтрующих элементов может быть необходи-мость учета неплотности прилегания стыкуемых кромок, вызванной наличием на них отверстий для фильтрации конечных продуктов. Все это тре-бует тщательного выбора способа и технологиче-ского режима сварки. Как правило, для указанных задач выбирают аргонодуговую сварку, реже — лазерную или электронно-лучевую сварку [3].

Целью данной работы является повыше-ние надежности и долговечности фильтрующих элементов из аустенитной нержавеющей стали

08х18н10т путем замены при их изготовлении процесса пайки сваркой. Для этого и проводился сравнительный анализ трех способов сварки (ар-гонодуговой, электронно-лучевой и лазерной) в применении к соединению тонкостенных труб-чатых конических заготовок для фильтрующих элементов; выбор способа, обеспечивающего вы-сокое качество швов и наибольшую производи-тельность; разработка соответствующей свароч-ной технологии; комплекс испытаний сваренных деталей для подтверждения пригодности разрабо-танной технологии для дальнейшего промышлен-ного внедрения.

*работа выполнена в рамках программы нан Украины «проблеми ресурсу і безпеки експлуатації конструкцій, споруд та машин» в 2013–2015 гг.

© В. Д. Шелягин, В. Ю. хаскин, а. В. бернацкий, а. В. сиора, 2017

рис. 1. Эскиз трубчатого конического фильтрующего элемен-та из стали 08х18н10т (δ = 0,5 и 0,6 мм) (а) и внешний вид (б) заготовки, свариваемой для его получения



при проведении экспериментов по аргоноду-говой, электронно-лучевой и лазерной сварке в качестве свариваемых образцов использовали ко-нические трубчатые заготовки фильтрующих эле-ментов из стали 08х18н10т [4] толщиной δ = 0,5 и 0,6 мм (рис. 1). режимы и оборудование выбира-ли с учетом рекомендаций работ [5–7].

Аргонодуговая сварка. Для получения каче-ственных швов с учетом наличия зазоров меж-ду свариваемыми кромками подавали приса-дочную проволоку св-08х18н10т (диаметр 1,0 мм). сварку осуществляли на оборудовании фирмы «Kemppi» (Финляндия): источник пи-тания «MasterTig MLS 3000» (сварочный ток 5...300 а), горелка «ттс-250WS» (рассчитана на ток до 250 а), также использовали автоматиче-ское устройство подачи присадочной проволоки. Горелку перемещали относительно детали с помо-щью однокоординатного манипулятора.

В результате проведения исследований устано-вили, что для аргонодуговой сварки кромок сетча-тых фильтрующих элементов необходимо исполь-зовать медную подложку с формообразующей канавкой для формирования нижнего валика уси-ления и устранения поднятия сваренных кромок. Кроме того, необходимо повысить отвод тепла пу-тем применения медных прижимных планок, ко-торыми следует прижимать свариваемые кромки по всей длине на расстоянии не более 3 мм в обе стороны от стыка. характерными дефектами ар-гонодуговой сварки сетчатых фильтрующих эле-ментов являются непровары и прожоги. Для их устранения необходимо вести сварку на следую-щем режиме: сварочный ток I = 15 а, напряже-ние на дуге U = 20 В, скорость сварки vсв = 15 м/ч, скорость подачи проволоки vпр = 35 м/ч, расход защитного газа (аргона) 10...15 л/ч. В результате было получено качественное формирование швов. Зона стабильности режима качественной аргоно-дуговой сварки достаточно узкая, т. е. поддержи-вать указанные параметры режима необходимо с высокой стабильностью и точностью.

Электронно-лучевая сварка. Для выполне-ния экспериментов применяли следующее обору-

дование: вакуумная камера с однокоординатным манипулятором для перемещения электронно-лу-чевой пушки, вакуумный агрегат для откачки ка-меры до 133,3·10–5 па, источник питания В-250а, электронно-лучевая пушка Ул-119. Качественные швы удалось получить только при условии нали-чия сплошных плотно прижатых кромок. с этой целью заготовки сетчатых фильтрующих элемен-тов делали с заранее выполненными сплошными кромками, имеющими расстояние не менее 1 мм до фильтрующих отверстий. В ходе исследова-ний установлено, что наилучшее формирование швов наблюдается при сварке на следующем ре-жиме: ток пучка I = 10 ма, напряжение U = 21 кВ, скорость сварки vсв = 10...12 м/ч, расфокусировка пучка в пятно диаметром порядка 1,5 мм.

Лазерная сварка. Данный процесс допуска-ет зазоры между свариваемыми кромками в слу-чае ее проведения с подачей присадочного по-рошкового материала [8]. В качестве такового использовали гранулированные порошки стали 08х18н10т или самофлюсующихся никелевых сплавов пГ-10н-04 и пГ-нч3 [8] с диаметром гранул до 150 мкм [9]. сварку проводили на мед-ной подложке без формообразующих канавок. В экспериментах использовали Nd:YAG-лазер моде-ли «DY044» с мощностью излучения до 4,4 кВт производства фирмы «Rofin-Sinar» (Германия), од-нокоординатный манипулятор, сварочную головку и дозатор присадочного порошка.

В ходе выполнения экспериментов установили, что при лазерной сварке также могут возникать непровары и прожоги. подбор режимов подачи при-садочного порошка в совокупности с определенны-ми величинами мощности и скорости позволил по-лучить бездефектные сварные соединения (рис. 2). при этом была определена следующая область ста-бильности технологических режимов: мощность излучения Р = 0,5...0,6 кВт; скорость сварки vсв = = 140...160 м/ч.; величина расфокусировки ΔF = = –15...–20 мм; расход присадочного порошка Gп = = 0,2...0,3 г/с. такой, достаточно широкий, раз-брос параметров режима свидетельствует о значи-тельной стабильности лазерной сварки и позволя-

рис. 2. Внешний вид сварного соединения (а) и образца (б) фильтрующего элемента из нержавеющей стали 08х18н10т (δ = = 0,5 мм), полученного лазерной сваркой с порошковой присадкой пГ-10н-04



ет прогнозировать незначительный процент брака при промышленном применении процесса.

Установлено, что производительность аргоно-дуговой сварки конических образцов фильтрую-щих элементов из стали 08х18н10т составляет до 20 фильтрующих элементов за рабочую смену (8 ч), в то время, как производительность лазер-ной сварки составляет до 40 фильтрующих эле-ментов за рабочую смену. при этом в первом слу-чае процент брака может составлять до 20 %, а во втором — более 2,5 %.

сравнение рассмотренных трех вариантов сварки конических образцов фильтрующих эле-ментов из стали 08х18н10т (δ = 0,5 и 0,6 мм) по-казывает, что наибольшей производительностью (больше в 10...15 раз скоростью сварки, по сравне-нию с конкурирующими способами) в совокупно-сти с высокой стабильностью формирования швов отличается лазерная сварка. именно ее целесоо-бразно выбрать в качестве процесса для дальней-шей разработки промышленной технологии с по-следующим внедрением.

Дальнейшая разработка промышленной техно-логии лазерной сварки конических фильтрующих элементов для химической промышленности про-водилась на опытных образцах, изготовление ко-торых выполнялось в четыре этапа:

– изготовление перфорированного листа из не-ржавеющей стали 08х18н10т 2000×1000×δ мм (δ = 0,5...0,6 мм) с фильтрующими отверстиями диаметром 0,8...1,0 мм с шагом, близким к их диа-метру, методом механической просечки или элек-троискровой эрозии;

– гильотинная вырубка плоских заготовок фильтрующих элементов из перфорированных ли-стов 2000×1000×δ мм;

– вальцовка плоских заготовок фильтрующих элементов для получения конических трубок раз-мером Ø26×Ø20×328 мм;

– лазерная сварка кромок свальцованных заго-товок для получения прямошовных конических трубок с фильтрующими отверстиями.

при вырубке плоских заготовок фильтрующих элементов из перфорированного листа рассекают-ся фильтрующие отверстия. при стыковке таких кромок возникает проблема в их плотной, без за-зора, стыковке для дальнейшей сварки. из литера-туры [6] известно, что при лазерной сварке зазор между кромками не должен превышать 10 % их толщины. Для решения этой проблемы, согласно рекомендациям работы [7], использовали техноло-гическую схему, показанную на рис. 3. согласно этой схеме свариваемые кромки 1 сводятся с зазо-ром, близким по размеру к их толщине, и плотно прижимаются к медной технологической подклад-ке 6. В процессе сварки зазор заполняется приса-

дочным порошковым материалом 2 и расплавля-ется расфокусированным лазерным излучением 4. Для реализации предложенной схемы разработа-ли и изготовили следующую технологическую ос-настку: струбцину для зажима конических трубча-тых образцов; медную подложку, вставляемую в образец; сварочную головку с фокусирующей си-стемой и дозатором для подачи присадочных ма-териалов в виде порошка с фракцией 20...150 мкм. при помощи созданного в иЭс макета сварочного стенда были сварены как отдельные образцы для проведения механических и коррозионных испы-таний, так и опытно-промышленная партия филь-трующих элементов для проведения эксплуатаци-онных испытаний.

Для определения механических свойств полу-ченных соединений был сварен ряд образцов на выбранных технологических режимах как с ис-пользованием непрерывного, так и импульсного лазерного излучения. из полученных образцов были вырезаны образцы по Гост 6996–66 тип XXIV для испытаний на статическое растяжение (на каждое значение — по три образца). испы-тания проводили с помощью разрывной машины MTS 318.25 при температуре 20…25 °с со скоро-стью нагружения 4 мм/мин. по полученным ре-зультатам были установлены средние значения предела прочности σв [мпа] для использования непрерывного лазерного излучения, а также им-пульсного излучения низкой (12 Гц) и сравнитель-но высокой (200 Гц) частоты. погонные энергии сварки во всех случаях были одинаковы. результа-ты испытаний показаны на диаграмме рис. 4. Как видно из рисунка, лазерная сварка неплотно при-легающих кромок с порошковым присадочным материалом в случае использования как непре-рывного, так и импульсного с низкой частотой из-лучения обеспечивает прочность на уровне 90 %

рис. 3. технологическая схема процесса лазерной сварки кро-мок опытных образцов конических фильтрующих элемен-тов с неплотно прилегающими кромками: 1 — свариваемые кромки; 2 — подача присадочного порошка; 3 — фокусиру-ющая линза; 4 — лазерное излучение; 5 — сварной шов; 6 — подложка (стрелкой указано направление движения сварива-емого образца)



прочности основного металла. Это можно объ-яснить использованием расфокусированного из-лучения, влияние которого на измельчение зерен шва, а, следовательно, и на повышение прочности соединений, не столь четко выражено, как влия-ние сфокусированного. тем не менее, полученный показатель является приемлемым для решаемой задачи.

определение коррозионной стойкости сты-ковых соединений стали 08х18н10т (δ = 0,5 и 0,6 мм) выполняли по весовой методике. соглас-но этой методике из сваренных образцов выреза-ли темплеты, близкие по ширине к ширине швов с ЗтВ. Длина темплетов составляла 5...10 мм. так-же вырезали темплеты близких размеров из ос-новного металла (так называемые контрольные образцы). Готовые темплеты взвешивали на ана-

литических весах с точностью до 0,001 г, после чего погружали в смесь кислот HNO3 + HCl в со-отношении 1:2. через определенное время (как правило, 1...2 ч) образцы доставали, тщательно промывали, высушивали и взвешивали еще раз. по разнице между потерей веса контрольным образцом из основного металла и потерей веса сваренным образцом определяли коррозионную стойкость последнего.

В каждом случае выполняли по три образца, а полученные данные усредняли. сварку про-водили как непрерывным, так и импульсным (с частотой 12 и 200 Гц) излучением с присадоч-ным порошком из стали 08х18н10т грануляци-ей 20…150 мкм. по результатам построены диа-граммы, показанные на рис. 5. Как видно из этих диаграмм, во всех случаях коррозионная стой-кость сварных соединений является удовлетвори-тельной и составляет от 90 до 98 % относительно стойкости основного металла. наличие или отсут-ствие импульсной модуляции излучения на изме-нение коррозионной стойкости сказывается слабо.

с использованием разработанной промышлен-ной технологии лазерной сварки тонкостенных изделий с неплотно прилегающими кромками сва-рили опытно-промышленную партию конических фильтрующих элементов в количестве 250 шт. партия была передана на профильное предприя-тие (оДо «черновицкий химзавод», г. черновцы) с целью проведения эксплуатационных испыта-ний. по результатам данных испытаний установ-лено следующее: бракованные изделия в пар-тии отсутствовали; все изделия соответствовали конструктивным размерам и техническим тре-бованиям; все изделия выдержали эксплуатаци-онные нагрузки; по прогнозным данным долго-вечность исследуемой партии изделий является нормативной.

проведенная работа позволяет сделать следу-ющие выводы:

разработана промышленная технология лазер-ной сварки стыковых соединений перфорирован-ных кромок трубчатых конических фильтрующих элементов для химической промышленности, ко-торая повышает надежность конструкции (по сравнению с пайкой), устраняет опасность обра-зования охрупчивающих структур в швах и ЗтВ, позволяет избежать использования дорогостоя-щих припоев, минимизирует геометрические раз-меры сварных соединений, а также приближает антикоррозионные и механические характеристи-ки получаемых соединений к уровню основного металла;

проведено сравнение аргонодуговой, электрон-но-лучевой и лазерной сварки заготовок фильтру-ющих элементов из аустенитной нержавеющей

рис. 4. сравнение прочности соединений стали 08х18н10т (δ = 0,5 мм), полученных лазерной сваркой с присадочным порошком того же материала, с прочностью основного метал-ла: 1 — непрерывное излучение; 2 — импульсное излучение f = 200 Гц; 3 — импульсное излучение f = 12 Гц; 4 — основ-ной металл

рис. 5. Величины потерь массы образцов сварных соеди-нений стали 08х18н10т при их травлении в смеси кислот HNO3 + HCl (описание 1–4 те же, что и на рис. 4); I — δ = = 0,6 мм; II — 0,5



стали 08х18н10т. Установлены характерные де-фекты для всех рассмотренных способов свар-ки (прожоги и непровары) и способы их устране-ния. наибольшей производительностью (больше в 10...15 раз скоростью сварки) в совокупности с высокой стабильностью формирования швов от-личается лазерная сварка, что делает целесообраз-ным ее использование в качестве промышленного технологического процесса;

при помощи разработанной технологической оснастки проведены эксперименты по лазерной сварке с порошковыми присадочными матери-алами, в ходе которых определен диапазон оп-тимальных, с позиций формообразования шва, технологических режимов: мощность излуче-ния Nd:YAG-лазера 0,5...0,6 кВт; скорость сварки 140...160 м/ч.; заглубление фокуса 15...20 мм; рас-ход присадочного порошка 0,2...0,3 г/с. В данном диапазоне режимов формирование бездефектных швов является стабильным, что обеспечивает не-значительный процент брака при промышленном применении процесса;

лазерная сварка неплотно прилегающих кро-мок с использованием порошкового присадочного материала как в случае использования непрерыв-ного, так и импульсного излучения обеспечивает прочность на уровне 90 % прочности основного металла и коррозионную стойкость сварных со-единений от 90 до 98 % относительно стойкости основного металла. такие показатели являются приемлемыми для решаемой задачи.

1. лашко н. Ф., лашко с. В. пайка металлов. – м.: маши-ностроение, 1977. – 328 с.

2. MIG brazing of galvanized thin sheet joints for automotive industry / L. Quintino et al. // Materials and Manufacturing Processes. – 2006. – Vol. 21. – P. 63–73.

3. технология электрической сварки металлов и сплавов плавлением; под ред. б. е. патона. – м.: машинострое-ние, 1974. – 768 с.

4. марочник сталей и сплавов; под общ. ред. а. с. Зубчен-ко. – м.: машиностроение, 2003. – 784 с.

5. Корчагин п. В. аргонодуговая сварка деталей с большой разницей толщин из стали типа 18-8: дис. … канд. техн. наук: 05.03.06. – тольятти, 2006. – 147 с.

6. Электронно-лучевая сварка / о. К. назаренко и др.; под ред. б. е. патона. – Киев: наукова думка, 1987. – 256 с.

7. Григорьянц а. Г., Шиганов и. н., мисюров а. и. техно-логические процессы лазерной обработки. – м: мГтУ им. н. Э. баумана, 2008. – 664 с.

8. хаскин В. Ю., бернацкий а. В. сварка тонкостенных стальных изделий с неплотно прилегающими кромками, выполняемая методом лазерной наплавки // сварщик. – 2008. – № 4 (62) .– с. 14–15.

9. Газотермические покрытия из порошковых материалов. справочник / Ю. с. борисов и др. – Киев: наукова думка, 1987. – 544 с.

В. Д. Шелягін, В. Ю. хаскін, а. В. бернацький, о. В. сіора



лаЗерне ЗВарЮВання тонКостІнних ФІлЬтрУЮчих елементІВ ЗІ сталІ 08х18н10т

робота присвячена підвищенню надійності і довговічності експлуатації апаратів хімічного виробництва за рахунок за-міни процесу паяння зварюванням при виготовленні фільтру-ючих елементів. проведено порівняльний аналіз трьох спо-собів зварювання (аргонодугового, електронно-променевого та лазерного) в застосуванні до з’єднання тонкостінних труб-частих конічних заготовок для фільтруючих елементів з нер-жавіючої сталі 08х18н10т. Вивчено дефекти, характерні для зазначених способів зварювання та запропоновано методики їх усунення. Встановлено, що найбільшою продуктивністю, в сукупності з високою стабільністю формування швів, во-лодіє лазерне зварювання, що робить доцільним його вико-ристання в якості промислового технологічного процесу при виготовленні тонкостінних конічних фільтруючих елементів. бібліогр. 9, рис. 5.

Ключові слова: нержавіюча сталь, тонкостінні вироби, лазер-не зварювання, продуктивність, кромки, технологічне осна-щення, механічні властивості, корозійна стійкість



КРАТК Е СООБ ЕН Я

ДиссертаЦия на соисКание Ученой степени

Национальный научно-иссле-довательский институт про-мышленной безопасности и охраныО. Н. Безушко (институт элек-тросварки им. е. о. патона нан Украины) защитила 2 февра-

ля 2017 г. кандидатскую диссертацию на тему «минимизация вредных веществ в воздухе ра-бочей зоны при ручной дуговой сварке легиро-ванными электродами».

В диссертации решена актуальная научно-тех-ническая задача, заключающаяся в уменьшении выделений вредных веществ на рабочих местах при ручной дуговой сварке легированными элек-тродами с целью снижения профессиональной заболеваемости сварщиков. Выполнен анализ со-временного состояния защиты сварщиков от сва-рочных аэрозолей (са) при ручной дуговой свар-ке легированных сталей. показано, что высокое содержание легирующих элементов в са может приводить к профессиональным заболеваниям, таким как рак дыхательных путей, пневмокони-оз, марганцевая интоксикация, пылевой бронхит и др. Выполнены исследования снижения вредного воздействия са на организм сварщика технологи-ческими мерами — улучшением гигиенических характеристик легированных электродов. показа-но, что, управляя содержанием легирующих эле-ментов в составе электродов, способом легирова-ния и видом покрытия, можно достичь улучшения гигиенических характеристик, не теряя при этом

качества сварного шва. получены результаты вли-яния вида электродного покрытия на выделение са. при увеличении соотношения CaCO3/CaF2 в основном покрытии от 0,5 до 2,0 и соотноше-ния TiO2/SiO2 от 2 до 4 в рутил-силикатном по-крытии содержание соединений шестивалентного хрома в са уменьшается примерно в 2 и 3 раза, соответственно. при сварке высоколегированных хромоникелевых сталей лучшие гигиенические характеристики обеспечивают рутил-силикат-ные электродные покрытия, за ними следуют ру-тил-основные и на последнем месте — основные. исследования влияния типа основного металла на выделение са показали, что концентрация соеди-нений хрома в составе са не зависит от содержа-ния хрома в основном металле, а концентрация марганца зависит и растет на 10...15 % при увели-чении его содержания в наплавленном металле от 0,6 до 34 %. при этом увеличение в основном ме-талле содержания хрома приводит к уменьшению уровня выделений са примерно на 20 %, практи-чески не меняя предельно допустимое значение са. Замена стандартных связующих в электрод-ном покрытии на основе калия и натрия на лити-евые и литиево-натриевые в электродах с рутило-вым и основным покрытиями позволяет в 1,5…3,0 раза снизить выделение вредных веществ са.

предложена система математического модели-рования конвективных потоков токсичных компо-нентов са в воздух рабочей зоны, позволяющая определять степень риска вредного воздействия процесса сварки на организм сварщика.


РОН КА

торжестВенное собрание В честЬ 100-летия

со Дня рожДения В. е. патона20 марта 2017 г. в Киеве в институте электросвар-ки им. е. о. патона (иЭс) состоялось торжествен-ное собрание, посвященное 100-летию со дня рождения одного из основоположников украин-ской школы конструирования сварочной аппарату-ры кандидата технических наук Владимира евге-ньевича патона (1917–1987). В собрании приняли участие ученые, инженеры-конструкторы оКтб, специалисты опытных заводов иЭс, профессора высшей школы Украины. число участников соста-вило свыше 80 человек.

с вступительной речью к присутствующим обратился заместитель директора иЭс академик л. м. лобанов. он отметил, что в лице В. е. па-тона мы видим одного из создателей патоновской школы конструирования. многое успел совер-шить В. е. патон за 44 года работы в иЭс. Здесь уместно отметить создание уникального трактора тс-17, основные принципы работы которого ис-пользуются и в современных аппаратах. В. е. па-тон принимал активное участие в конструирова-нии автоматов для работы в строительстве, судо-, мосто- и машиностроении, многих других обла-стях. блестящий талант конструктора в сочетании с рациональным подходом в проектировании был проявлен при создании магнитошагающих авто-матов, комплексной аппаратуры для строитель-ства Киевской телебашни. он стоял у источников разработки принципа унификации при констру-ировании, создания сварочной техники для ра-боты в космосе. В. е. патон внес существенный

вклад в разработку аппаратов космического на-значения «Вулкан», «испаритель», и позже, Ури, на котором проводила эксперименты в космосе с. савицкая. В. е. патон уделял внимание подготовке молодых кадров — многие годы возглавлял Государ-ственную экзаменационную комиссию в Киевском политехническом институте. его труд отмечен Гос-премиями ссср и Усср, он получил звание заслу-женного изобретателя Украины. Для В. е. патона характерны уникальные человеческие качества: по-рядочность, интеллигентность, широкий круг инте-ресов, бережное отношение к природе.

академик К. а. Ющенко отметил в своем вы-ступлении об особой атмосфере творчества в иЭс. молодые специалисты после вузовской под-готовки проходили в институте «школу молодо-го бойца» в коллективе патоновцев. они впиты-вали навыки новаторского стиля работы, где бок о бок работали технологи, конструктора и про-изводственники. Все это благодаря заложенному еще е. о. патоном стиля работы: от идеи к раз-работке и затем к опытно-промышленной провер-ке. Этот принцип позволял создавать «единый ку-лак» для решения той или иной востребованной на практике проблемы. В. е. патон и его коллега м. Г. бельфор были тем мозговым центром кон-структорской мысли, который позволял разраба-тывать передовую технику для многих отраслей промышленности.

начальник отдела оКтб В. Г. пичак рассказал об истории создания отдела № 172, руководимом

В. е. патоном в далеком 1955 г. тогда в его составе было 8 чело-век. отдел постоянно расширялся одновременно с ростом площадей рабочих помещений. тематика от-дела включала разработку всего спектра оборудования для дуго-вой и электрошлаковой сварки. Выполнялись работы для пред-приятий союза, по программам сЭВ, сотрудники читали лекции на курсах оон для слушателей из развивающихся стран, прово-дили лекции по линии общества знаний. В этом была уникальная специфика отдела, который являл-ся частью большой патоновской семьи. Вместе трудились, вместе отдыхали, оказывали помощь на сельхозработах. В 1976 г. по ини-Выступает зам. директора иЭс академик л. м. лобанов


РОН КА

циативе В. е. патона отдел разделили на 6 секто-ров (позже отделы). решение было стратегически правильным, на перспективу дальнейшего раз-вития. Затем В. Г. пичак зачитал стихи, посвя-щенные В. е. патону. на экране были показаны фотографии из различных периодов жизни В. е. патона, его работы, отдыха, увлечений.

Ветеран оКтб канд. техн. наук В. а. Кориц-кий, работающий в настоящее время на опытном заводе сварочного оборудования (оЗсо) иЭс, отметил важность верности иЭс девизу «связь науки с производством». До 1959 г. разработки проводились по цепочке «иЭс–конструкторский отдел–экспериментальное производство». В янва-ре 1959 г. был создан завод сварочного оборудова-ния, а в мае — оКтб. основой оКтб был 172 от-дел, руководимый В. е. патоном многие годы. Все разработки отдела воплощались на оЗсо. Это ав-томаты для сварки труб, для автомобилестроения (Зил, ВаЗ, КамаЗ). В 1960-е годы выпускалась аппаратура для сварки в углекислом газе. с 1970-х годов оЗсо специализируется на мелкосерийной продукции, в том числе аппаратах для подводной сварки, а также для сварки в космосе. В настоя-щее время оЗсо освоил выпуск инверторной тех-ники для рДс, тиГ и миГ сварки и нарастил вы-пуск до 2,5 тыс. аппаратов в месяц.

Ветеран иЭс, д-р техн. наук. а. Г. потапьев-ский вспомнил о сотрудничестве с В. е. пато-ном по созданию аппаратуры для новых процес-

сов сварки. ежедневные встречи, обсуждения позволили создать популярные полуавтоматы се-рии а-547, которых было выпущено свыше 1000 экземпляров.

В. Г. Фартушный, президент общества сварщи-ков Украины, рассказал о своих контактах с В. е. патоном. он отметил исключительную доброже-лательность В. е. патона, его инициативу в созда-нии ильницкого завода сварочного оборудования, большой вклад в создание механизированных ра-бочих мест.

В заключение на собрании выступили дирек-тор оКтб Г. В. жук и его заместитель и. В. Го-рячкин. они рассказали о технических и экономи-ческих проблемах современного периода в жизни оКтб. Вместе с тем коллектив оКтб решает до-статочно сложные задачи. среди последних раз-работок аппараты для электрошлаковой сварки крупногабаритных изделий для оао «турбоа-том», подводной заварки заглушек труб (британ-ский заказ), техническая помощь при сооруже-нии терминала в борисполе и строительстве нсК «олимпийский», строительстве завода бронетех-ники в бирме и другие.

Участники собрания в заключение приняли участие в дружественном ужине, во время кото-рого продолжили воспоминания о замечательном коллеге, учителе и просто человеке с большой буквы — Владимире евгеньевиче патоне.

редакция журнала «автоматическая сварка»

ГотУЄмо спеЦІалІстІВ ЗВарЮВалЬноГо напрямУ

22–23 березня 2017 р. в Центральноукраїнському національному технічному університеті (Кірово-градський національний технічний університет) м. Кропивницький, відбулася підсумкова науко-во-практична конференція із захисту студентсь-ких наукових робіт за напрямом «Зварювання». організувала конференцію кафедра експлуатації та ремонту машин (завідувач кафедри д-р техн. наук, проф. Віктор Васильович аулін).

В роботі підсумкової конференції приймали участь студенти зварювального профілю і спорід-нених зварюванню спеціальностей та спеціаліза-цій із 18 вищих навчальних закладів України.

мета конференції — виявлення кращих сту-дентських наукових робіт шляхом їх захисту студентами.

Важливим для машинобудівної, енергетичної, металургійної та інших галузей України є підви-щення рівня підготовки студентів зварювального

профілю. студентам, які в недалекому майбутньо-му бачать себе аспірантами і молодими науковця-ми, доцільно набувати на подібних конференціях досвід, культуру наукових дискусій, спілкуватися зі своїми колегами-однодумцями, зрештою вста-новлювати необхідні контакти. Вирішення та-ких питань загалом і надалося можливим на цій конференції.

Конференцію відкрив і виступив зі вступною річчю голова галузевої конкурсної комісії, перший проректор Центральноукраїнського національно-го технічного університету, професор Володи-мир миколайович Кропівний. Він поздоровив учасників конференції з початком роботи, звер-нув увагу на важливість заходу, підкреслив акту-альність наукових студентських робіт, які сприя-ють підготовці фахівців зварювального профілю, побажав успіхів у роботі. Далі Володимир мико-лайович вказав на важність проблеми підготовки


РОН КА

спеціалістів зварювального профілю та спорідне-них процесів і технологій для економіки України.

потім з організаційними питаннями висту-пив голова галузевої конкурсної комісії професор В. В. аулін. Далі у визначеному порядку, у вигляді презентацій, заслуховувалися доповіді студентів. Доповідачам задавали багато питань, часто вини-кали живі дискусії — переважно стосовно ефек-тивного використання технологій, процесів і методів зварювання, зварювальних матеріалів, ме-тодів дослідження структури, визначення хімічно-го складу та властивостей отриманих виробів.

переважно доповіді були присвячені отриман-ню, шляхом використання зварювання та спорід-нених технологій, виробів з покращеними якіс-ними характеристиками. наприклад, доповідь студентів В. Ю. мірного і В. В. петрова «Фор-мування кулястого графіту в чавуні при реаліза-ції 3D технології лазерного відновлення деталей машин». Здебільшого доповіді відповідали нау-ковій тематиці, яка виконується на кафедрах, де є значні наукові напрацювання. До виконання та-ких робіт залучали студентів, про що засвідчують їх публікації та патенти, що наводилися в презен-таціях. як приклади — доповідь т. о. акритової «отримання напівфабрикатів титанових сплавів методом порошкової металургії і зварювання», Запоріжський національний технічний універси-

тет та доповідь В. м. романько «структура і вла-стивості комбінованого зварного з’єднання ротора парової турбіни», національний технічний універ-ситет «харківський політехнічний інститут».

перші місця на конференції отримали студен-ти: В. Ю. мірний і В. В. петров (Кіровоградсь-кий національний технічний університет), В. м. романько (національний технічний університет «харківський політехнічний інститут»), р. І. Кон-чаківський і м. б. маковійчук (Івано-Франківсь-кий національний технічний університет нафти і газу). Інші призові місця отримали майже всі учасники конференції. також почесними грамо-тами були нагороджені викладачі, керівники сту-дентів-доповідачів конференції.

слід відмітити, в порівнянні з минулим роком, більш високий рівень теоретичної та практичної підготовки студентів, що забезпечило підвищену якість їх доповідей. рівень організації конферен-ції в цілому був високим, а сама робоча атмосфера була творчою і дружньою.

на конференції студенти обмінювалися необ-хідною інформацією, встановили між собою не-обхідні контакти. при підведенні підсумків кон-ференції учасники та організатори відмітили її актуальність, а також важливість у справі підго-товки майбутніх фахівців зварювального профілю та споріднених процесів і технологій.

В. В. Дмитрик, д-р техн. наук, проф.


РОН КА

памяти и. и. ЗарУбы3 апреля 2017 г. на 97-м году ушел из жизни один из старейших со-трудников института электросварки им. е. о. патона нан Украины, ведущий научный со-трудник, доктор техни-ческих наук, профессор, лауреат Государствен-ной премии ссср, из-вестный ученый в обла-сти электрофизических

проблем дуговой сварки и сварочных источников питания игорь иванович Заруба.

и. и. Заруба родился 6 марта 1921 г. в Киеве. В 1945 г. он окончил Киевский политехнический институт, где получил квалификацию инжене-ра-электрика по специальности «Электрообору-дование промышленных предприятий». с 1946 г. трудовая и научная деятельность и. и. Зарубы связана с иЭс им. е. о. патона, где он прошел путь от аспиранта до заведующего научным отделом. и. и. Зарубой были изучены и проанализированы ус-ловия устойчивости сварочных дуг и систем «источ-ник питания-сварочная дуга», особенности переноса металла и управления им в плазме дугового разря-да, а также проведены комплексные научные ис-следования, направленные на создание технологий и оборудования для дуговой сварки. он разработал теоретические основы процесса и создал способ ме-ханизированной сварки в углекислом газе с корот-кими замыканиями дугового промежутка тонкой электродной проволокой от источников питания по-стоянного тока с жесткими внешними характеристи-ками, которые широко используются в современной сварочной технике. Этому вопросу была посвящена его кандидатская диссертация, которая защищена в 1954 г.

более восьми лет и. и. Заруба (1954-1962 гг.) работал ученым секретарем института электро-сварки им. е. о. патона. с его участием в 1959 г. был организован первый квалификационный уче-ный совет иЭс, членом и ученым секретарем ко-торого он оставался до 1962 г. В этом же году он стал заведующим лабораторией источников пи-тания при одном из отделов иЭс, которая впо-следствии была преобразована в структурную ла-бораторию, а затем в отдел источников питания.

Эти подразделения, которые он возглавлял в тече-ние 25 лет, выполнили много новых разработок и обеспечили их внедрение в производство. среди них многопостовые системы питания для сварки в углекислом газе, установки для импульсно-ду-говой сварки с управляемым переносом металла, устройства для стабилизации горения дуги пе-ременного тока, первые источники питания для сварки в космосе и др. многим сварщикам извест-ны написанные и. и. Зарубой в соавторстве книги «сварка в углекислом газе», «сварочные источни-ки питания с импульсной стабилизацией горения дуги». В 1976 г. и. и. Заруба защитил докторскую диссертацию, в которой были обобщены перспек-тивные результаты его исследовательской работы.

В 1977 г. и. и. Заруба принял активное участие в организации при институте электросварки им. е. о. патона национального комитета по сварке и входил в его состав как руководитель одной из ко-миссий, а в 1982 г. был членом управляющего со-вета международного института сварки. им раз-работан стандарт на методы испытаний и оценки сварочных свойств источников питания.

В 1991 г. и. и. Зарубе присуждена Государ-ственная премия ссср в области науки и техни-ки за создание новой технологии электродуговой сварки. начиная с 1993 г. игорь иванович в тече-ние 10-ти лет был руководителем организованной при отделе источников питания лаборатории сер-тификации сварочного оборудования, аккредито-ванной Государственным комитетом Украины по стандартизации, метрологии и сертификации.

многолетняя работа и. и. Зарубы в иЭс им. е. о. патона отмечена государственными награ-дами, грамотами и медалями за участие на раз-личных выставках сварочного оборудования, в конкурсах по экономии энергии и других меро-приятиях. так, в 2006 г. он стал победителем кон-курса «лидер топливно-энергетического комплек-са Украины». результаты его научно-практической деятельности отражены в нескольких монографи-ях, более 300 публикациях и изобретениях по те-оретическим основам, оборудованию и способам дуговой сварки.

Коллеги и друзья глубоко скорбят по пово-ду тяжелой утраты и выражают искреннее собо-лезнование родным и близким игоря ивановича. светлая память об игоре ивановиче Зарубе на-всегда останется в наших сердцах.

институт электросварки им. е. о. патона редколлегия журнала


Н ОРМАЦ Я

Подписка на журнал «Автоматическая сварка» w w w . p a t o n p u b l i sh i n g h o u se . co m / r u s/ j o u r n a l s/ a s

Украина Россия Стран дальнего зарубе ьяна полугодие на год на полугодие на год на полугодие на год

720 грн. 1440 грн. 5400 руб. 10800 руб. 90 дол. С А 180 дол. С АВ стоимость подписки включена доставка заказной бандеролью.

Подписку на журнал «Автоматическая сварка» можно о ормить непосредственно через редакцию или по каталогам подписн х агентств: Каталог видань України, «Прессцентр», «Блицин орм», «Мерку-рий» (Украина) каталог «Газет . Журнал » агентства «Роспечать», Об единенн й каталог «Пресса России» (Россия) каталог АО «Казпочта» здания Украин (Казахстан) каталог зарубежн х изданий «Белпочта» (Беларусь).

© Автоматическая сварка, 2017

Подписано к печати 30.03.2017. Формат 60 84 8. О сетная печать.Усл. печ. л. 9,02. Усл.-отт. 10,11. Уч.-изд. л. 10,43.

Печать ООО «Фирма « ссе». 03142, г. Киев, просп. Акад. Вернадского, 34 1.

Правила для авторов, лицензионн е соглашения, ар ивн е в пуски урналов на сайте издательства . . .

В г. в откр том доступе в пуски урналов с по гг. в ормате . .

Украина Россия Стран дальнего зарубе ьяна полугодие на год на полугодие на год на полугодие на год

750 грн. 1500 грн. 5400 руб. 10800 руб. 174 дол. С А 348 дол. С АВ стоимость подписки включена доставка заказной бандеролью.

Журнал «Автоматическая сварка» в полном об еме переиздается на английском яз ке под названием « he aton el ing ournal» и распространяется по редакционной подписке (тел. акс: 38044 200-82-77, 200-54-84, E-mail: [email protected]).

Подписка на журнал « he aton el ing ournal» www.patonpublishinghouse.com eng journals tpwj

Реклама в журналах «Автоматическая сварка» и « he aton el ing ournal»Реклама публикуется на обло ка ивнутренни вклейка следу щи размеров Первая страница обложки, 190 190 мм Вторая, третья и четвертая страниц обложки,

200 290 мм Первая, вторая, третья, четвертая страниц

внутренней обложки, 200 290 мм Вклейка А4, 200 290 мм Разворот А3, 400 290 мм А5, 165 130 мм

Стоимость реклам Цена договорная Предусмотрена система скидок Стоимость публикации статьи на правах ре-

клам составляет половину стоимости реклам-ной площади Публикуется только про ильная реклама

(сварка и родственн е технологии) Ответственность за содержание рекламн х

материалов несет рекламодатель

Documents

as 4 20174 МЕЖДУНАРОДНОЕ СОТРУДНИЧЕСТВО Как отметил Б. Е. Патон, за годы существования совместного Китайско-украинского